(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
化学組成が、質量％で、
Ｃ ：０．０５０〜０．１００％、
Ｓｉ：０〜０．５０％、
Ｍｎ：１．２０〜１．７０％、
Ｐ ：０．０２０％以下、
Ｓ ：０．００５０％以下、
Ｎ ：０〜０．００８０％、
Ｂ ：０．０００３〜０．００３０％、
Ｔｉ：０．００３〜０．０３０％、
Ｎｂ：０．００３〜０．０５０％、
Ｃｒ：０〜２．００％、
Ｍｏ：０〜０．９０％、
Ａｌ：０〜０．１００％、
Ｃｕ：０〜０．５０％、
Ｎｉ：０〜０．５０％、
Ｖ ：０〜０．１００％、
Ｗ：０〜０．５０％、
Ｃａ：０〜０．００３０％、
Ｍｇ：０〜０．００３０％、
ＲＥＭ：０〜０．００３０％、
残部：Ｆｅ及び不純物、
であり、
Ｍｏを少なくとも含有し、Ｃｒ及びＭｏを合計で０．２０％以上含有し、かつ、前記Ｍｏ含有量が０．５０％超であるときは、前記Ｃｒ含有量が０．８０％以下であり、
前記Ｍｏ含有量を［Ｍｏ］、前記Ｃｒ含有量を［Ｃｒ］としたとき、［Ｍｏ］／［Ｃｒ］が０．２０以上であり、
下記式１で求められるＤＩが２．０〜７．８であり、
下記式２で求められるＰｃｍが０．１８９％以上であり、
金属組織が面積率の合計で９９％以上の、マルテンサイト及びベイナイトのうち１種または２種を含み、
旧オーステナイト粒のアスペクト比が２．０以上であり、
長軸方向の長さが１．０μｍ以上であるセメンタイトの、前記長軸方向の長さが０．１μｍ以上であるセメンタイトに対する個数分率が、５％以下であり、
板厚が４．５ｍｍ〜２０ｍｍであり、
降伏強度が８８５ＭＰａ以上、引張強度が９５０ＭＰａ以上、破断伸びが１２％以上であり、−２０℃でのシャルピー吸収エネルギーが５９Ｊ／ｃｍ２以上である
ことを特徴とする高強度鋼板。
ＤＩ＝［Ｃ］０．５×｛０．３４×（１＋０．６４×［Ｓｉ］）×（１＋４．１×［Ｍｎ］）×（１＋０．２７×［Ｃｕ］）×（１＋０．５２×［Ｎｉ］）×（１＋２．３３×［Ｃｒ］）×（１＋３．１４×［Ｍｏ］）｝×１．２ ・・・（式１）
Ｐｃｍ＝［Ｃ］＋［Ｓｉ］／３０＋［Ｍｎ］／２０＋［Ｃｕ］／２０＋［Ｎｉ］／６０＋［Ｃｒ］／２０＋［Ｍｏ］／１５＋［Ｖ］／１０＋５×［Ｂ］  ・・・（式２）
ただし、前記式１及び前記式２中の［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｃｕ］、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｖ］、［Ｂ］は各元素の質量％での含有量であり、含まない場合は０として計算する。
【請求項２】
前記金属組織が面積率で９０％以上のマルテンサイトを含むことを特徴とする請求項１に記載の高強度鋼板。
【請求項３】
質量％で、
Ｃｕ：０〜０．２５％、
であることを特徴とする請求項１または２に記載の高強度鋼板。
【請求項４】
質量％で、
Ｎｉ：０〜０．２５％、
であることを特徴とする請求項１〜３のいずれか一項に記載の高強度鋼板。
【請求項５】
質量％で、
Ｖ：０〜０．０５０％、
であることを特徴とする請求項１〜４のいずれか一項に記載の高強度鋼板。
【請求項６】
質量％で、
Ｗ：０〜０．０５％、
であることを特徴とする請求項１〜５のいずれか一項に記載の高強度鋼板。
【請求項７】
前記板厚が４．５ｍｍ〜１５ｍｍであることを特徴とする請求項１〜６のいずか一項に記載の高強度鋼板。
【請求項８】
−４０℃でのシャルピー吸収エネルギーが５９Ｊ／ｃｍ２以上であることを特徴とする請求項１〜７のいずれか一項に記載の高強度鋼板。
【請求項９】
前記Ｐｃｍが０．１９６％以上であることを特徴とする請求項１〜８のいずれか一項に記載の高強度鋼板。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、高強度鋼板に関する。
【背景技術】
【０００２】
建造物の高層化などに伴って、クレーン車等の建設機械や産業機械の大型化が進められている。しかしながら、更なる大型化のためには、建設機械や産業機械の構造部材の軽量化が必要である。したがって、構造部材を軽量化するため、建設機械や産業機械に使用される鋼材の高強度化が要求されている。
しかしながら、部材の重量の増加を抑制するために鋼板の強度を高くして鋼板の板厚を制限すると、通常、破断伸びが小さくなる。例えば、板厚を２５ｍｍ以下に制限した場合、１２％以上の破断伸びを確保することが難しくなる。板厚を８ｍｍ以下に制限した場合には、破断伸びの確保は更に難しくなる。破断伸びが小さくなると、加工が困難になるので、鋼板を建設機械や産業機械の部材に使用する場合、鋼板には強度だけでなく、破断伸びなどの延性が求められる。また、構造部材として使用される場合、脆性破壊の防止のため低温靱性も必要である。【０００３】
このような背景から、引張強度が７８０ＭＰａ以上、更には９５０ＭＰａの高強度鋼板及びその製造方法が提案されている。
例えば、特許文献１では、Ｃ量を低減し、適正な焼入れ性が得られるように合金を添加した鋼を熱間圧延し、急冷することによって得られる高強度で靱性に優れた鋼板及びその製造方法が提案されている。
しかしながら、特許文献１の技術では、鋼板の加工性については考慮されていなかった。【０００４】
また、例えば、特許文献２〜４には、建設機械等に使用される鋼板として、熱間圧延後、鋼帯をコイル状に巻き取って製造される高強度の熱延鋼板及びその製造方法が提案されている。具体的には、特許文献２〜４では、熱間圧延後、マルテンサイト変態が開始する温度（Ｍｓ）の近傍まで急冷し、所定時間保持した後、コイル状に巻き取ることで、マルテンサイト相または焼戻しマルテンサイト相を主相とした熱延鋼板を製造する方法が開示されている。しかしながら、これらの方法ではコイル状に巻き取ることが必要であり、これらの方法で得られた鋼板においては、圧延方向の特性と圧延方向に垂直な方向の特性とに差が生じ、均一な特性が得られない。また、微細な炭化物が生成する温度域に保持される時間が長くなるため、降伏強度が高くなり、加工性が低下してしまう。【０００５】
従来、高強度鋼板を製造する際には、加熱した鋼片を熱間圧延し、室温まで加速冷却して金属組織をマルテンサイトとした後、延性や靱性を高めるために焼戻し（調質熱処理）を施していた。鋼板の金属組織をマルテンサイトにすると強度が高くなるが、延性や靱性を確保するには、加速冷却後に焼戻しを施して、金属組織を焼戻しマルテンサイトにすることが好ましい。しかしながら、工期短縮や製造コストを抑える観点からこの焼戻しを省略すると、金属組織はマルテンサイトとなり、高強度が得られるものの、延性や靱性が低下する。【０００６】
特許文献５には、Ｍｎ及びＮｉの含有量を抑制し、一方でＭｏ及びＶの含有量を増加させ、マルテンサイトの生成を抑制し、下部ベイナイト主体の組織とした高強度鋼板及びその製造方法が提案されている。
しかしながら、特許文献５の技術では、冷却停止温度を３００〜４５０℃として得られた組織を前提としているので、十分な破断伸びが得られない。本発明者らが特許文献５の開示に沿って鋼板を作成し、試験を実施したところ、１２％以上の破断伸びは得られなかった。【０００７】
このように、従来の、板厚が制限され、かつ金属組織がマルテンサイトを主体とする高強度鋼板では、延性、更には靱性を確保することが困難であった。
また、鋼板を上述した構造部材に適用する場合、一般に溶接が行われる。溶接に際し、溶接継手には、構造物の信頼性の点から、その引張強度（継手強度）として母材に対する要求値以上であることが求められる。しかしながら、金属組織の主たる組織がマルテンサイトである鋼板を溶接した場合、溶接熱影響部の軟化によって溶接継手の引張強度（継手強度）が母材に比べて低下し、要求値を満足しない場合があった。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００８】
【特許文献１】日本国特開２００９−２８７０８１号公報
【特許文献２】日本国特開２０１１−５２３２０号公報
【特許文献３】日本国特開２０１１−５２３２１号公報
【特許文献４】日本国特開２０１２−７７３３６号公報
【特許文献５】国際公開第２０１２／６０４０５号
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００９】
本発明は、このような実情に鑑みてなされたものであり、建設機械や産業機械に好適に使用される高強度鋼板及びその製造方法の提供を課題とする。具体的には、板厚が４．５〜２０ｍｍ、降伏強度が８８５ＭＰａ以上、引張強度が９５０ＭＰａ以上、−２０℃でのシャルピー吸収エネルギーが５９Ｊ／ｃｍ２以上であり、かつ、破断伸びが１２％以上であり、金属組織がマルテンサイトを主体とし、さらに、溶接した際に溶接継手の引張強度を十分に確保できる、高強度鋼板及びその製造方法を提供することを課題とする。
【課題を解決するための手段】
【００１０】
本発明者らは、鋼板の延性と加速冷却停止温度との関係について調査した。その結果、加速冷却停止温度が、３００℃以上であるか、またはマルテンサイト変態が完了する温度（Ｍｆ）よりも高い場合に延性が低下することを見出した。さらに調査を進めたところ、加速冷却を３００℃以上またはＭｆよりも高い温度で停止した場合、金属組織において、未変態オーステナイトがベイナイト変態し、このベイナイトに起因して生成した粗大な炭化物（セメンタイト）を起点としてボイドが過剰に生成することによって、延性が低下することを見出した。
本発明者らはこのような延性の低下に対する対策を検討した。その結果、前述のベイナイト変態を抑制すべく、焼入れ性を高めることができる成分を設計し、さらに、熱間圧延後、３００℃未満かつＭｆ温度以下まで加速冷却することにより、金属組織をマルテンサイト主体とすることができ、高強度鋼板の延性を確保することができるという新たな知見を見出した。
本発明は、このような知見に基づいてなされたものであり、その要旨は以下のとおりである。【００１１】
（１）本発明の一態様に係る高強度鋼板は、化学組成が、質量％で、Ｃ：０．０５０〜０．１００％、Ｓｉ：０〜０．５０％、Ｍｎ：１．２０〜１．７０％、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．００５０％以下、Ｎ：０〜０．００８０％、Ｂ：０．０００３〜０．００３０％、Ｔｉ：０．００３〜０．０３０％、Ｎｂ：０．００３〜０．０５０％、Ｃｒ：０〜２．００％、Ｍｏ：０〜０．９０％、Ａｌ：０〜０．１００％、Ｃｕ：０〜０．５０％、Ｎｉ：０〜０．５０％、Ｖ：０〜０．１００％、Ｗ：０〜０．５０％、Ｃａ：０〜０．００３０％、Ｍｇ：０〜０．００３０％、ＲＥＭ：０〜０．００３０％、残部：Ｆｅ及び不純物、であり、Ｍｏを少なくとも含有し、Ｃｒ及びＭｏを合計で０．２０％以上含有し、かつ、前記Ｍｏ含有量が０．５０％超であるときは、前記Ｃｒ含有量が０．８０％以下であり、前記Ｍｏ含有量を［Ｍｏ］、前記Ｃｒ含有量を［Ｃｒ］としたとき、［Ｍｏ］／［Ｃｒ］が０．２０以上であり、下記式１で求められるＤＩが２．０〜７．８であり、下記式２で求められるＰｃｍが０．１８９％以上であり、金属組織が面積率の合計で９９％以上の、マルテンサイト及びベイナイトのうち１種または２種を含み、旧オーステナイト粒のアスペクト比が２．０以上であり、長軸方向の長さが１．０μｍ以上であるセメンタイトの、前記長軸方向の長さが０．１μｍ以上であるセメンタイトに対する個数分率が、５％以下であり、板厚が４．５ｍｍ〜２０ｍｍであり、降伏強度が８８５ＭＰａ以上、引張強度が９５０ＭＰａ以上、破断伸びが１２％以上であり、−２０℃でのシャルピー吸収エネルギーが５９Ｊ／ｃｍ２以上である。
ＤＩ＝［Ｃ］０．５×｛０．３４×（１＋０．６４×［Ｓｉ］）×（１＋４．１×［Ｍｎ］）×（１＋０．２７×［Ｃｕ］）×（１＋０．５２×［Ｎｉ］）×（１＋２．３３×［Ｃｒ］）×（１＋３．１４×［Ｍｏ］）｝×１．２  ・・・（式１）
Ｐｃｍ＝［Ｃ］＋［Ｓｉ］／３０＋［Ｍｎ］／２０＋［Ｃｕ］／２０＋［Ｎｉ］／６０＋［Ｃｒ］／２０＋［Ｍｏ］／１５＋［Ｖ］／１０＋５×［Ｂ］  ・・・（式２）
ただし、前記式１及び前記式２中の［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｃｕ］、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｖ］、［Ｂ］は各元素の質量％での含有量であり、含まない場合は０として計算する。
（２）上記（１）に記載の高強度鋼板は、前記金属組織が面積率で９０％以上のマルテンサイトを含んでもよい。
（３）上記（１）または（２）に記載の高強度鋼板は、質量％で、Ｃｕ：０〜０．２５％、であってもよい。
（４）上記（１）〜（３）のいずれか一項に記載の高強度鋼板では、質量％で、Ｎｉ：０〜０．２５％であってもよい。
（５）上記（１）〜（４）のいずれか一項に記載の高強度鋼板では、質量％で、Ｖ：０〜０．０５０％であってもよい。
（６）上記（１）〜（５）のいずれか一項に記載の高強度鋼板では、質量％で、Ｗ：０〜０．０５％であってもよい。
（７）上記（１）〜（６）のいずれか一項に記載の高強度鋼板では、前記板厚が４．５ｍｍ〜１５ｍｍであってもよい。
（８）上記（１）〜（７）のいずれか一項に記載の高強度鋼板では、−４０℃でのシャルピー吸収エネルギーが５９Ｊ／ｃｍ２以上であってもよい。
（９）上記（１）〜（８）のいずれか一項に記載の高強度鋼板では、前記Ｐｃｍが０．１９６％以上であってもよい。
【発明の効果】
【００１２】
本発明の上記態様によれば、降伏強度が８８５ＭＰａ以上、引張強度が９５０ＭＰａ以上であり、かつ、破断伸びが１２％以上の高強度鋼板を、高価な合金元素を多量に含有することなく提供することができる。この鋼板は、−２０℃でのシャルピー吸収エネルギーが５９Ｊ／ｃｍ２以上の優れた靭性を示す。また、焼入れ性の指標であるＰｃｍを０．１８９％以上、好ましくは０．１９６％以上にすることによって、所定の入熱以下で溶接を行った際に、本発明に係る高強度鋼板を母材とする溶接継手の引張強度において９５０ＭＰａ以上を確保できる。
さらに、Ｍｏの含有量［Ｍｏ］とＣｒの含有量［Ｃｒ］との比である［Ｍｏ］／［Ｃｒ］を合わせて制御することで、−４０℃でのシャルピー吸収エネルギーが５９Ｊ／ｃｍ２以上である、より靭性に優れた高強度鋼板を提供することも可能となる。
したがって、本発明は、建設機械や産業機械に構造部材に好適に使用され、建設機械や産業機械の大型化や軽量化に寄与する高強度鋼板を、製造コストを大幅に上昇させることなく、提供することができるなど、産業上の貢献が極めて顕著である。
【図面の簡単な説明】
【００１３】
【図１】破断伸び（Ｔｏｔａｌ ｅｌｏｎｇａｔｉｏｎ）と、加速冷却の停止温度Ｔｃｆ、焼入れ性指標ＤＩ及びＣ量との関係を説明する図である。
【図２】［Ｍｏ］／［Ｃｒ］と−４０℃でのシャルピー吸収エネルギー（ｖＥ−４０）との関係を示す図である。
【図３】加速冷却の停止温度と破断伸びとの関係を示す図である。
【図４Ａ】加速冷却の停止温度による、セメンタイトの形状への影響を示すＳＥＭ写真であり、加速冷却停止温度を２９０℃とした場合のＳＥＭ写真である。
【図４Ｂ】加速冷却の停止温度による、セメンタイトの形状への影響を示すＳＥＭ写真であり、加速冷却停止温度を４００℃とした場合のＳＥＭ写真である。
【図５】粗大なセメンタイトの近傍から発生したボイドの写真である。
【発明を実施するための形態】
【００１４】
以下、本発明の一実施形態に係る高強度鋼板（以下、本実施形態に係る高強度鋼板と言う場合がある）について詳細に説明する。
【００１５】
まず、本実施形態に係る高強度鋼板の化学組成（成分）について説明する。以下、含有量に関する％の表記は、特に断りがない場合は質量％を意味する。
【００１６】
（Ｃ：０．０５０〜０．１００％）
Ｃは、鋼の強度を高める有用な元素であるとともに、マルテンサイト組織を有する鋼の破断伸びを決定する極めて重要な元素である。本実施形態に係る高強度鋼板では、十分な強度を得るため、Ｃ量を０．０５０％以上にすることが必要である。更に強度を高めるには、Ｃ量は、０．０６０％以上、０．０６５％以上又は０．０７０％以上が好ましい。一方、Ｃ量が０．１００％を超えると、過剰な炭化物の生成により、鋼の延性及び靱性が劣化する。そのため、良好な破断伸び及び靱性を得るには、Ｃ量を０．１００％以下にすることが必要である。更に延性を向上させるには、Ｃ量を、０．０９５％以下、０．０９０％以下又は０．０８５％以下にすることが好ましい。
【００１７】
（Ｓｉ：０．５０％以下）
Ｓｉを過剰に含有すると、鋼の延性や靱性が低下する。そのため、Ｓｉ量を０．５０％以下に制限する。Ｓｉ量の下限を特に規定する必要はなく、Ｓｉ量の下限は０％である。しかしながら、Ｓｉを脱酸に使用する場合、その十分な効果を得るために、Ｓｉ量を０．０３％以上にすることが好ましい。また、Ｓｉは、炭化物の生成を抑制する元素でもあり、この効果を得る場合、Ｓｉ量を、０．１０％以上とすることが好ましく、０．２０％以上とすることがより好ましい。これらの効果を得る必要がない場合、Ｓｉ量の上限を０．４５％、０．４０％又は０．３５％としてもよい。
【００１８】
（Ｍｎ：１．２０〜１．７０％）
Ｍｎは、鋼の焼入れ性を向上させる重要な元素である。金属組織中のマルテンサイト面積率を増加させて、高強度を得るために、Ｍｎ量を１．２０％以上とする。Ｍｎ量を、好ましくは１．２０％超、１．２５％以上又は１．３０％以上、よりこの好ましくは１．３５％以上又は１．３９％以上とする。一方、Ｍｎ量が過剰になると、延性及び靱性が低下することがある。そのため、Ｍｎ量を１．７０％以下とする。より好ましくは、Ｍｎ量を１．６０％以下、１．５５％以下又は１．５０％以下とする。
【００１９】
（Ｐ：０．０２０％以下）
（Ｓ：０．００５０％以下）
Ｐ、Ｓは不純物として鋼中に不可避的に含有される元素であり、鋼の靭性を劣化させる元素である。また、溶接を行った場合には、溶接熱影響部の靱性を劣化させる元素である。そのため、Ｐ量を０．０２０％以下、Ｓ量を０．００５０％以下に制限する。靱性の更なる向上のため、Ｐ量を０．０１５％以下、Ｓ量を０．００３０％以下としてもよい。Ｐ量、Ｓ量は、少ないほど好ましいので可能な範囲で低減することが好ましい。そのため、Ｐ量およびＳ量の下限を特に規定する必要はなく、Ｐ量およびＳ量の下限は０％である。しかしながら、脱リンや脱硫のコストの観点から、Ｐ量を０．００１％以上、Ｓ：０．０００１％以上としてもよい。
【００２０】
（Ｂ：０．０００３〜０．００３０％）
Ｂは、粒界に偏析して鋼の焼入れ性を高める元素であり、微量の含有でその効果を発現する有用な元素である。本実施形態に係る高強度鋼板では、金属組織中のマルテンサイトを増加させるために、Ｂ量を０．０００３％以上とする。好ましくはＢ量を０．０００５％以上とする。一方、Ｂを過剰に含有させても焼入れ性を向上させる効果が飽和するだけでなく、窒化物や炭硼化物などの析出物が形成されて、むしろ延性や靱性が低下する。そのため、Ｂ量を０．００３０％以下とする。好ましくは、Ｂ量を０．００２０％以下又は０．００１５％以下とする。
【００２１】
（Ｔｉ：０．００３〜０．０３０％）
Ｔｉは窒化物を形成する元素であり、鋼中のＮをＴｉＮとして固定し、ＢＮの生成を抑制する元素である。上述のように、Ｂは焼入れ性を高める元素であるが、ＢＮを形成するとその効果が得られない。本実施形態に係る高強度鋼板では、ＢＮの形成を抑制して焼入れ性を確保するため、Ｔｉ量を０．００３％以上にすることが必要である。好ましくは、Ｔｉ量を０．００５％以上、より好ましくは０．０１０％以上とする。一方、Ｔｉを過剰に含有させると、ＴｉＮが粗大になり、延性や靱性が低下する場合がある。そのため、Ｔｉ量を０．０３０％以下とする。好ましくはＴｉ量を０．０２０％以下とする。
【００２２】
（Ｎｂ：０．００３〜０．０５０％）
Ｎｂは、Ｂと同時に含有されることにより、鋼の焼入れ性を著しく向上させる元素である。本実施形態に係る高強度鋼板では、金属組織中のマルテンサイトの面積率を増加させるため、Ｎｂ量を０．００３％以上とする。Ｎｂは、微細な窒化物を形成して、結晶粒の微細化に寄与し、靱性を高める元素でもある。この効果を得る場合、Ｎｂ量を０．００５％以上とすることが好ましい。より好ましくはＮｂ量を０．０１０％以上又は０．０１５％以上とする。一方、Ｎｂを過剰に含有させると、窒化物が粗大になり、延性や靱性が低下する場合がある。したがって、Ｎｂ量を０．０５０％以下とする。好ましくはＮｂ量を０．０４０％以下、０．０３５％以下又は０．０３０％以下とする。
【００２３】
（Ｃｒ：２．００％以下）
（Ｍｏ：０．９０％以下）
（Ｍｏを少なくとも含有し、Ｃｒ及びＭｏを合計で０．２０％以上、かつ、Ｍｏ含有量
が０．５０％超であるときは、Ｃｒ含有量が０．８０％以下）
Ｃｒ及びＭｏは、焼入れ性を向上させる重要な元素であり、少なくともＭｏを含有させる。本実施形態に係る高強度鋼板では、金属組織中のマルテンサイト面積率を増加させるために、Ｃｒ量とＭｎ量との合計を０．２０％以上とする。好ましくはＣｒ量とＭｎ量との合計を０．３０％以上、より好ましくは０．４０％以上とする。Ｍｏのみを含有する場合も考慮すると、Ｃｒ量の下限は０％である。必要に応じて、Ｃｒ量の下限を０．２０％又は０．３０％としてもよい、同様に、Ｍｏ量の下限を０．２０％又は０．３０％としてもよい。また、Ｃｒ量が２．００％を超えると、または、Ｍｏ量が０．９０％を超えると、微細な炭化物が生成して延性、靱性が低下する。そのため、Ｃｒ量及びＭｏ量を、それぞれ、２．００％以下及び０．９０％以下とする。Ｃｒ量は、好ましくは１．５０％以下又は１．００％以下、より好ましくは０．９０％以下又は０．８０％とする。また、Ｍｏ量は、好ましくは０．７０％以下、より好ましくは０．６０％以下又は０．５０％とする。さらに、ＣｒとＭｏとの両方を含有させる場合、含有量が過剰になると、靭性が低下するので、Ｍｏ量が０．５０％超であるときは、Ｃｒ量を０．８０％以下とする必要がある。この場合、Ｃｒ量を０．７０％以下としてもよい。一方、Ｃｒ量が０．８０％超であるときは、Ｍｏ量を０．５０％以下に、Ｃｒ量が１．２０％超であるときは、Ｍｏ量を０．４０％以下とした方がよい。Ｃｒ量とＭｏ量との合計を２．５０％以下としてもよいが、２．００％以下、１．５０％以下、１．３０％以下又は１．１０％以下としてもよい。
【００２４】
（Ｎ：０．００８０％以下）
Ｎは、不純物であり、不可避的に含有される。Ｎは、ＢＮを形成して、Ｂの持つ焼入れ性向上効果を阻害する。そのため、Ｎ量を０．００８０％以下に制限する。好ましくは、Ｎ量を０．００６０％以下、より好ましくは０．００５０％以下に制限する。Ｎ量は、可能な範囲で低減することが好ましく、その下限は０％とする。しかしながら、脱窒のコストの観点から、Ｎ量を０．０００１％以上としてもよい。一方、窒化物による金属組織の微細化を図るため、Ｎ量を０．００２０％以上としてもよい。
【００２５】
以上は本実施形態に係る高強度鋼板の必須元素及び不純物として含まれる元素であり、本実施形態に係る高強度鋼板は上記必須元素と残部Ｆｅ及び不純物（上記不純物元素及び場合によっては上記以外の不純物元素を含む）とからなる成分を有することを基本とする。しかしながら、本実施形態に係る高強度鋼板は、上記成分の他に、脱酸、強度及び／又は延性の向上、金属組織の微細化、並びに硫化物の形態制御などのために、Ｆｅの一部に代えて、Ａｌ：０．１００％以下、Ｃｕ：０．５０％以下、Ｎｉ：０．５０％以下、Ｖ：０．１００％以下、Ｗ：０．５０％以下、Ｃａ：０．００３０％以下、Ｍｇ：０．００３０％以下、ＲＥＭ：０．００３０％以下の１種又は２種以上をさらに含有させてもよい。ただし、これらの元素は必須ではないので、０％であっても構わない。
【００２６】
（Ａｌ：０．１００％以下）
Ａｌは脱酸元素であり、Ａｌを脱酸に使用する場合には、十分な効果を得るために、Ａｌ量を０．０１０％以上にすることが好ましい。一方、Ａｌを過剰に含有させると、酸化物や窒化物の形成によって延性や靱性が低下する。そのため、含有させる場合でも、Ａｌ量を０．１００％以下に制限する。好ましくは０．０８０％以下、より好ましくは０．０５０％以下、更に好ましくは０．０３０％以下に制限する。
【００２７】
（Ｃｕ：０．５０％以下）
（Ｎｉ：０．５０％以下）
Ｃｕ及びＮｉは、鋼の焼入れ性を向上させる元素である。焼入れ性を高めて金属組織中のマルテンサイト面積率を増加させる場合には、Ｃｕ量、Ｎｉ量を、それぞれ、０．１０％以上とすることが好ましい。一方、Ｃｕ及びＮｉは高価な元素であるので、含有させる場合でも、Ｃｕ量、Ｎｉ量を、それぞれ、０．５０％以下とすることが好ましい。より好ましくは、Ｃｕ量及びＮｉ量を、それぞれ、０．４０％以下、より好ましくはそれぞれ０．３０％以下とする。
【００２８】
（Ｖ：０．１００％以下）
Ｖは、炭化物や窒化物を形成する元素である。炭化物や窒化物によって結晶粒を微細化させて靱性を高める場合、Ｖ量を０．００５％以上とすることが好ましい。一方、Ｖを過剰に含有させると延性や靱性が低下する。しかしながら、ＮｂやＴｉに比べれば悪影響が小さいので、含有させる場合のＶ量の上限を０．１００％とする。好ましくはＶ量を０．０５０％以下とする。
【００２９】
（Ｗ：０．５０％以下）
Ｗは鋼の焼入れ性を向上させる元素である。この効果を得る場合、Ｗ量を０．０５％以上とすることが好ましい。一方、Ｗを過剰に含有させると溶接性が劣化する。そのため、含有させる場合でもＷ量を０．５０％以下又は０．３０％以下とする。必要に応じて、Ｗ量を０．０２％以下又は０．０１％以下としてもよい。
【００３０】
（Ｃａ：０．００３０％以下）
Ｃａは、酸化物や硫化物の形態を制御する元素である。この効果を得る場合、Ｃａ量を、０．０００１％以上とすることが好ましい。より好ましくは、Ｃａ量を、０．０００５％以上、更に好ましくは０．００１０％以上とする。一方、Ｃａを過剰に含有させると効果が飽和するだけでなく、介在物の形成によって延性や靱性が低下することがある。そのため、含有させる場合でも、Ｃａ量を０．００３０％以下とする。
【００３１】
（Ｍｇ：０．００３０％以下）
Ｍｇは組織を微細化することによって鋼の靱性を高める作用を有する元素である。この効果を得る場合、Ｍｇ量を、０．０００５％以上とすることが好ましい。一方、Ｍｇを過剰に含有させると効果が飽和するだけでなく、介在物の形成によって延性や靱性が低下することがある。そのため、含有させる場合でも、Ｍｇ量を０．００３０％以下とする。
【００３２】
（ＲＥＭ：０．００３０％以下）
ＲＥＭ（希土類元素）は硫化物、特にＭｎＳの形態を制御することによって、鋼の靱性を高める作用を有する元素である。この効果を得る場合、ＲＥＭ量を０．０００１％以上とすることが好ましい。一方、ＲＥＭを過剰に含有させるとＲＥＭを含む介在物が粗大化し延性や靱性が低下することがある。そのため、含有させる場合でも、ＲＥＭ量を０．００３０％以下とする。
【００３３】
また、上記元素以外でも、作用効果を害さない範囲内であれば、他の元素を微量に含有していてもよい。
【００３４】
本実施形態に係る高強度鋼板では、個々の元素を上述の範囲とした上で、さらに、化学組成によって決定される、ＤＩ及びＰｃｍが、以下の範囲を満足する必要がある。
【００３５】
（ＤＩ：２．０〜７．８）
ＤＩは焼入れ性の指標であり、下記（式１）によって求められる。ここで、式中の［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｃｕ］、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］は各元素の含有量（質量％）であり、その元素を含まない場合は０として計算する。
定性的に図１に示したように、焼入れ性指標ＤＩを高めると、加速冷却の停止温度Ｔｃｆを高く（すなわち図１の右方向へ移動）しても、破断伸びの低下を抑制することができる。加速冷却の停止温度Ｔｃｆを高くすると、強度の過剰な上昇が抑制され、靱性や延性を高めることができる。強度、延性、靱性のバランスを良好にするには、ＤＩを２．０以上にすることが好ましい。より好ましくは、ＤＩは、３．０以上であり、さらに好ましくは、４．０以上である。一方、焼入れ性が過剰に高くなると、強度が過剰に高くなり、靱性が低下する場合がある。そのため、ＤＩは７．８以下が好ましい。より好ましくは、ＤＩは７．０以下であり、さらに好ましくは、６．５以下である。
【００３６】
ＤＩ＝［Ｃ］０．５×｛０．３４×（１＋０．６４×［Ｓｉ］）×（１＋４．１×［Ｍｎ］）×（１＋０．２７×［Ｃｕ］）×（１＋０．５２×［Ｎｉ］）×（１＋２．３３×［Ｃｒ］）×（１＋３．１４×［Ｍｏ］）｝×１．２  ・・・  （式１）
【００３７】
（Ｐｃｍ：０．１８９％以上）
溶接継手は、通常、その引張強度（継手強度）が、溶接に供する母材への引張強度の要求値以上であることが求められる。本発明者らは、金属組織の主たる組織がマルテンサイトである鋼板を溶接した場合、溶接熱影響部の軟化によって溶接継手の引張強度（継手強度）が母材の引張強度に比べて低下する場合があることを見出した。そこで、本発明者らは、種々の高強度鋼板を用いて、溶接入熱を変化させて溶接継手を製造して試験を行った。その結果、鋼板の焼入れ性を高めること、具体的には下記（式２）で求められるＰｃｍを０．１８９％以上にすることによって、溶接熱影響部の軟化を抑制し、建設機械や産業機械の構造部材の製造に適用されることの多い溶接入熱範囲の下限値である７．０ｋＪ／ｃｍで溶接を行った場合に、溶接継手の引張強度を９５０ＭＰａ以上にすることができることがわかった。
Ｐｃｍ＝［Ｃ］＋［Ｓｉ］／３０＋［Ｍｎ］／２０＋［Ｃｕ］／２０＋［Ｎｉ］／６０＋［Ｃｒ］／２０＋［Ｍｏ］／１５＋［Ｖ］／１０＋５×［Ｂ］  ・・・  （式２）
ただし、［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｃｕ］、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｖ］、［Ｂ］は各元素の含有量（質量％）であり、その元素を含まない場合は０として計算する。
【００３８】
さらに発明者らは、溶接入熱と溶接継手の強度とについて検討し、溶接継手の強度は、溶接に用いる高強度鋼板の成分組成から上記（式２）によって求められるＰｃｍ及び溶接入熱Ｈｉ［ｋＪ／ｃｍ］を用いて下記（式ａ）で算出されるＪＳで評価することができ、ＪＳが９５０ＭＰａ以上であれば、実際の溶接継手でも９５０ＭＰａ以上の継手強度を確保できることがわかった。
ＪＳ＝（４．３／Ｈｉ＋３．４）×（１６８０．７×Ｐｃｍ−８１．５）・・・（式ａ）
【００３９】
上記の式から分かるように、溶接継手の強度を確保するためには、溶接入熱を出来るだけ小さくした方が好ましいことがわかる。しかしながら、溶接継手の健全性を確保するためには、溶接入熱の下限がある。建設機械や産業機械を製作時の溶接作業の生産性などの確保のためには、７．０ｋＪ／ｃｍ未満に溶接入熱を低減することは、容易ではない。この溶接入熱７．０ｋＪ／ｃｍの場合に、ＪＳを９５０ＭＰａ以上とするために必要なＰｃｍは、上記式から０．１８９％となる。つまり、Ｐｃｍを０．１８９％以上とすることで、９５０ＭＰａ以上の継手強度を確保することができる。
また、Ｐｃｍを０．１９６％以上とすれば、溶接施工時に特別な管理が不要となる溶接入熱である１０．０ｋＪ／ｃｍの場合であっても、９５０ＭＰａ以上の継手強度を確保できる。つまり、Ｐｃｍを０．１９６％以上とすることにより、特別な溶接施工管理を行わなくとも、溶接継手の強度を９５０ＭＰａ以上とすることができる。
なお、より大きい溶接入熱でも溶接継手の強度を確保するために、Ｐｃｍを０．２００％以上、０．２０５％以上、０．２１０％以上又は０．２１５％以上としてもよい。溶接入熱が大きい方が、溶接のパス数を低減でき、生産性が向上するため好ましい。Ｐｃｍの上限を特に定める必要はないが、溶接割れ防止などのため、０．２５０％以下又は０．２４０％以下としてもよい。
【００４０】
（［Ｍｏ］／［Ｃｒ］：０．２０以上）
更に、発明者らは、焼入れ性を高める元素であるＣｒ、Ｍｏが靱性に与える影響を調査し、検討を進めた。その結果、焼入れ性（ＤＩ）が一定である場合、ＭｏとＣｒとの比率が靱性に影響を及ぼすことがわかった。具体的には、質量％でのＭｏの含有量［Ｍｏ］とＣｒの含有量［Ｃｒ］との比（［Ｍｏ］／［Ｃｒ］）が大きくなると、マルテンサイトの下部組織（パケット、ブロック）が微細になり、その結果として、靱性が向上することがわかった。靱性の一層の向上のため、この比を、０．４０以上、０．８０以上又は１．００以上としてもよい。
【００４１】
図２は、［Ｍｏ］／［Ｃｒ］と−４０℃でのシャルピー吸収エネルギーとの関係を示す図である。図２中の「○」は実測値、「●」は前記実測値の平均値を示している。
【００４２】
図２に示したように、［Ｍｏ］／［Ｃｒ］が大きくなるにしたがって−４０℃でのシャルピー吸収エネルギーは増大する傾向にあり、［Ｍｏ］／［Ｃｒ］が０．２０以上になると、−４０℃でのシャルピー吸収エネルギーが５９Ｊ／ｃｍ２以上となることが分かる。そのため、低温靭性が求められる場合には、［Ｍｏ］／［Ｃｒ］を０．２０以上とする。一方、Ｍｏは、Ｃｒに比べて微細な炭化物やクラスターを形成し易い元素である。そのため、ＭｏをＣｒよりも過剰に含有させると、靱性が低下する場合があり、［Ｍｏ］／［Ｃｒ］を２．００以下又は１．５０以下としてもよい。
シャルピー吸収エネルギーは、ＪＩＳ Ｚ ２２４２に準拠して行ったシャルピー試験によって測定した。ただし、試験片を採取した鋼板の板厚が８ｍｍであり、長手方向を圧延方向として板厚中心部から採取した試験片は１０ｍｍ×５ｍｍのサブサイズである。
【００４３】
（マルテンサイト及びベイナイトの１種または２種の合計面積率：９９％以上、かつ破断伸び：１２％以上）
本発明者らは、高強度鋼板の焼入れ性及び金属組織と破断伸びとの関係について検討を行った。その結果、本発明者らは、焼入れ性が不足すると破断伸びが低下し、さらに、この破断伸びの低下すなわち延性の低下の原因は、図４Ａ、図４Ｂに示すような、ベイナイトに起因して生成した粗大な炭化物を起点とするボイドの生成であることを見出した。そして、高強度鋼板の延性を高めるには、粗大なセメンタイトの生成の原因となるベイナイトの生成を抑制することが必要であるという知見を得た。粗大なセメンタイトの生成の原因となるベイナイトを抑制するためには、金属組織の９０％以上がマルテンサイトであるマルテンサイト主体組織とすることが好ましい。また、鋼板の強度を高めるためにも、金属組織中のマルテンサイト面積率を９０％以上とすることが好ましい。より好ましくは９２％以上、さらに好ましくは９４％以上である。
しかしながら、マルテンサイト及びベイナイトは、いずれも連続冷却変態組織であり、組織観察によっては正確な判別が困難な場合がある。このような場合においては、マルテンサイト及びベイナイトの合計面積率が９９％以上で、かつ、破断伸びが１２％以上であれば、粗大なセメンタイトの生成の原因となるベイナイトが抑制されていると判断できる。
従って、本実施形態に係る高強度鋼板では、マルテンサイト及びベイナイトの１種または２種の合計面積率を９９％以上、かつ、組織の指標として破断伸びを１２％以上とする。組織観察によって、マルテンサイトとベイナイトとが十分に判別できる場合には、マルテンサイトの面積率を９０％以上とすることが好ましい。
本実施形態に係る高強度鋼板の場合、金属組織のマルテンサイトは焼入れままであり、焼戻し処理によって得られる焼戻しマルテンサイトとは異なる。焼戻しマルテンサイトであると、長時間の焼戻しによりセメンタイトが成長するので好ましくない。
上記以外の残部は、フェライト、パーライト、残留オーステナイトのうち１種又は２種以上であればよい。
【００４４】
金属組織の判別及びマルテンサイトの面積率の測定は、光学顕微鏡によって行う。具体的には、１／４ｔ部（鋼板表面から板厚方向に板厚ｔの１／４の部分）付近における圧延方向に平行な断面を、ナイタール腐食し、光学顕微鏡を用いて５００倍で、１２０μｍ×１００μｍの範囲の２視野を撮影し、針状のラス構造が発達した組織の面積率を測定する。また、その針状組織の内、鋼板の断面を電解研磨した後、鋼板断面の１／４ｔ部付近を走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）で観察する。ここで倍率は５０００倍であり、５０μｍ×４０μｍの範囲を撮影する。セメンタイトの長軸方向が、ブロック内に２方向以上に配向している場合、針状組織は、マルテンサイトであるとし、当該領域の面積率を求める。光学顕微鏡における針状組織面積率と、ＳＥＭにおけるマルテンサイトの面積率との積を、その鋼種のマルテンサイト組織の面積率とする。
上記の走査型電子顕微鏡による組織観察において、セメンタイトの長軸方向が、ブロック内に２方向以上に配向していることが、明確が判別できない場合がある。この場合、光学顕微鏡で針状のラス構造が発達した組織の面積率を、マルテンサイトとベイナイトの合計の面積率とする。
【００４５】
（長軸方向の長さが１．０μｍ以上であるセメンタイトの、長軸方向の長さが０．１μｍ以上であるセメンタイトに対する個数分率：５％以下）
上述したように、鋼板の延性を高めるためには、粗大なセメンタイトの生成の原因となるベイナイトの生成を抑制し、マルテンサイトを主体とする金属組織とすることが重要である。しかしながら、さらに延性を高めるためには、粗大な炭化物（特にセメンタイト）を起点としたボイドの生成を抑制することが有効である。
本発明者らは、加速冷却の停止温度を制御することで、長軸方向の長さが１．０μｍ以上であるような粗大な炭化物（特にセメンタイト）の個数分率が低減でき、その結果、ボイドの生成を抑制し、破断伸びの向上を図ることができることを見出した。具体的には、長軸方向の長さが０．１μｍ以上であるセメンタイトのうち、長軸方向の長さが１．０μｍ以上であるセメンタイトの個数分率を、５％以下とすることで、破断伸びを向上させることができることを見出した。
後に詳述するが、本発明では、加速冷却を、Ｍｆ以下の温度かつ３００℃未満で停止することで、粗大な炭化物の生成が抑制されたマルテンサイト主体の組織とすることができる。つまり、加速冷却の停止温度を制御することで、長軸方向の長さが１．０μｍ以上である粗大なセメンタイトを起点としたボイドの生成を抑制できる。
セメンタイトの個数密度の測定は、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）によって行う。具体的には、鋼板の断面を電解研磨した後、鋼板断面の１／４ｔ部付近を、倍率を５０００倍として、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）で、５０μｍ×４０μｍの範囲を撮影する。得られた画像のコントラストから、画像解析ソフトを用い、アスペクト比が２．０以上であり、長軸方向の長さが０．１μｍ以上の析出物を、セメンタイトであるとして個数をカウントする。同様に、アスペクト比が２．０以上であり、長軸方向の長さが１．０μｍ以上であるセメンタイトの個数をカウントする。そして、得られた１．０μｍ以上の析出物の数を、０．１μｍ以上のセメンタイト個数で除することにより、１．０μｍ以上のセメンタイト個数分率（％）を求める。炭化物の形状は特に限定しないが、例えば球状である場合には、「長軸方向の長さ」は長径を指す。
【００４６】
（旧オーステナイト粒のアスペクト比が２．０以上）
本実施形態に係る高強度鋼板では、旧オーステナイト粒のアスペクト比を２．０以上とする。アスペクト比が２．０未満の場合、靭性が低下することが懸念される。  
なお、未再結晶域で圧延後、オンラインで加速冷却（直接焼入れ）を行った場合、旧オーステナイト粒のアスペクト比を２．０以上とすることができる。一方で、圧延及び冷却後に、再加熱して焼入れを行った場合、圧延による加工組織は引き継がれず、旧オーステナイト粒のアスペクト比は２．０未満となる。
旧オーステナイト粒のアスペクト比は、以下の方法で測定する。すなわち、板厚方向に表面から板厚ｔの１／４の位置である１／４ｔ部付近における圧延方向に平行な断面を、ナイタールで腐食し、光学顕微鏡で倍率を５００倍とし、１２０μｍ×１００μｍの範囲の２視野を撮影する。得られた画像から、少なくとも５０個以上の旧オーステナイト粒について、長軸の長さと短軸の長さを測定し、長軸長さを短軸長さで除してそれぞれの粒についてアスペクト比を求める。そして、これらの旧オーステナイト粒のアスペクト比の平均値を求める。
【００４７】
次に、本実施形態に係る高強度鋼板の板厚、機械特性について説明する。
（板厚：４．５〜２０ｍｍ）
クレーンなどに使用される高強度鋼板の板厚は、一般に、４．５〜２０ｍｍである。そのため、本実施形態に係る高強度鋼板の板厚を４．５〜２０ｍｍとする。しかしながら、軽量化への寄与の点では、４．５〜１５ｍｍであることが好ましい。
（降伏強度：８８５ＭＰａ以上）
（引張強度：９５０ＭＰａ以上）
また、建設機械や産業機械の大型化や軽量化に寄与するためには、高強度化が求められており、顕著に経済的な効果を得るためには、降伏強度を８８５ＭＰａ以上、引張強度を９５０ＭＰａ以上とする必要がある。降伏強度の上限を特に定める必要はないが、１１００ＭＰａ以下としてもよい。引張強度の上限を特に定める必要はないが、１３００ＭＰａ以下又は１２５０ＭＰａ以下としてもよい。
（破断伸び：１２％以上）
高強度鋼板を建設機械や産業機械の部材に適用するためには、曲げ性などの加工性が要求されるので、破断伸びを１２％以上とする。また、上述したように、破断伸びは、粗大なセメンタイトの生成の原因となるベイナイトが抑制されているかどうかの組織の指標でもある。
降伏強度、引張強度、破断伸びは、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４１に準拠して引張試験を行って測定する。ただし、引張試験の破断伸びの値は、試験片の形状に依存する。上記の破断伸びの限定（１２％以上）は、引張試験片として、ＪＩＳ  Ｚ２２４１の５号試験片（原標点間距離が５０ｍｍ、平行部の幅が２５ｍｍ、試験片の厚さが鋼板の厚さのままの平型試験片）を用いた場合の値である。
試験片形状の違いに基づく伸びの換算式はＩＳＯ２５６６−１にも規定されており、ＪＩＳ  Ｚ２２４１の５号試験片での１２％の伸びは、引張試験片がＪＩＳ  Ｚ２２４１の１３Ｂ号試験片（原標点間距離が５０ｍｍ、平行部の幅が１２．５ｍｍ、試験片の厚さが鋼板の厚さのままの平型試験片）では１０．４％に、引張試験片がＪＩＳ  Ｚ２２４１の１３Ａ号試験片（原標点間距離が８０ｍｍ、平行部の幅が２０ｍｍ、試験片の厚さが鋼板の厚さのままの平型試験片）では９．５％に、それぞれ換算できる。  
（−２０℃でのシャルピー吸収エネルギー：５９Ｊ／ｃｍ２以上）
建設機械や産業機械が寒冷地で使用される場合、高強度鋼板に低温靱性が要求される場合がある。そのため、−２０℃でのシャルピー吸収エネルギーが５９Ｊ／ｃｍ２であることが好ましい。より好ましくは、−４０℃でのシャルピー吸収エネルギーが５９Ｊ／ｃｍ２以上である。
シャルピー吸収エネルギーは、板厚中心部から長手方向を圧延方向する試験片を採取し、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４２に準拠したシャルピー試験を−２０℃または−４０℃で行って測定する。鋼板の板厚によっては、１０ｍｍ×１０ｍｍのフルサイズ試験片の採取が困難であり、このような場合、サブサイズの試験片を用いる。シャルピー吸収エネルギーは、Ｖノッチ底部での試験片断面積（ｃｍ２）で吸収エネルギーを除したＪ／ｃｍ２である。例えば、１０ｍｍ×１０ｍｍのフルサイズ試験片の場合と１０ｍｍ×５ｍｍのサブサイズ試験片の場合、測定したシャルピー吸収エネルギー値（Ｊ）を、それぞれフルサイズ試験片の場合１ｃｍ×０．８ｃｍ＝０．８ｃｍ２で、サブサイズ試験片の場合０．５ｃｍ×０．８ｃｍ＝０．４ｃｍ２で除して求める。
【００４８】
次に、本実施形態に係る高強度鋼板の製造において、好ましい方法について説明する。
本実施形態に係る高強度鋼板は、常法によって上述した範囲の化学組成を有する溶鋼を溶製し、この溶鋼を鋳造して得られた鋼片を加熱して熱間圧延を行い、加速冷却し、加速冷却停止後はそのまま室温まで放冷して製造することができる。ただし、本実施形態に係る高強度鋼板の製造に際し、加速冷却停止後または室温まで放冷後は、焼戻しなどの調質熱処理を施さない。調質処理を行うと、マルテンサイトが焼戻しマルテンサイトになる。すなわち、本実施形態に係る高強度鋼板は、工期の短縮や製造コストの削減を目的とし、調質熱処理を省略した、いわゆる非調質製造工程で高強度鋼板を製造する。非調質製造工程によって製造された本実施形態に係る高強度鋼板は、非調質高強度鋼板と呼ばれる場合がある。
以下に、各工程の好ましい条件について説明する。
【００４９】
（鋼片の加熱温度：１１００〜１２５０℃）
本実施形態に係る高強度鋼板では、焼入れ性を高めるために所定量の合金元素を含有させる必要がある。そのため、熱間圧延に供する鋼片には、合金元素の炭化物や窒化物が生成している。鋼片を加熱する際には、これらの炭化物や窒化物を分解させて、鋼中に固溶させる必要があり、加熱温度を１１００℃以上とする。一方、鋼片の加熱温度が高過ぎると、結晶粒径が粗大になり、靱性が低下する場合があるので、加熱温度を１２５０℃以下とする。
【００５０】
（仕上温度：Ａｒ３（℃）以上）
（加速冷却開始温度：Ａｒ３（℃）以上）
加熱した鋼片に対して熱間圧延を行う。熱間圧延を行った後、加速冷却によってマルテンサイトを主体とした金属組織にするためには、金属組織がオーステナイトである温度で加速冷却を開始する必要がある。したがって、熱間圧延を金属組織がオーステナイトである温度で終了しなければならない。そのため、熱間圧延の仕上温度をＡｒ３（℃）以上とする。Ａｒ３（℃）は、冷却時にオーステナイトからフェライト変態が開始する温度であり、熱膨張挙動から求めることができる。また、Ａｒ３（℃）は、簡易的に例えば、下記（式ｂ）で求めることができる。
Ａｒ３＝８６８−３９６×［Ｃ］＋２４．６×［Ｓｉ］−６８．１×［Ｍｎ］−３６．１×［Ｎｉ］−２０．７×［Ｃｕ］−２４．８×［Ｃｒ］＋２９．６×［Ｍｏ］    ・・・  （式ｂ）
ここで、［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｎｉ］、［Ｃｕ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］は各元素の含有量（質量％）であり、元素を含まない場合は０として計算する。
【００５１】
熱間圧延は常法で行えばよいが、１０５０℃以上の温度範囲での累積圧下率を５０〜８０％とする再結晶域圧延と、Ａｒ３〜９５０℃の温度範囲での累積圧下率を５０〜９０％とする未再結晶域圧延を行うことが好ましい。
【００５２】
（加速冷却の冷却速度：３０〜２００℃／ｓ）
熱間圧延に引き続き行う加速冷却では、マルテンサイトを生成させる。加速冷却の冷却速度は、マルテンサイトの面積率を増加させるために、３０℃／ｓ以上にする必要がある。３０℃／ｓ未満では、十分なマルテンサイト面積率が得られない。マルテンサイト変態を促進させるためには、冷却速度を速くすることが好ましいが、板厚や設備による制約があるので、上限を２００℃／ｓ以下としてもよい。冷却速度は、熱間圧延後の鋼板の表面の温度変化を測定し、水冷開始前の表面温度と水冷停止直後の表面温度との差を、冷却に要した時間で除して算出する。
【００５３】
（加速冷却の停止温度：Ｍｆ（℃）以下かつ３００℃未満）
本発明者らは、焼入れ性及び加速冷却の停止温度と金属組織及び破断伸びとの関係について検討を行った。ここで、熱間圧延後、鋼板を急冷する場合、マルテンサイト変態が開始する温度Ｍｓ（℃）は下記（式３）で求められる。また、マルテンサイト変態が終了する温度Ｍｆ（℃）は、Ｍｓ（℃）よりも約１５０℃低い温度であり、下記（式４）で求められる。下記（式３）の［Ｃ］、［Ｍｎ］、［Ｖ］、［Ｃｒ］、［Ｎｉ］、［Ｃｕ］、［Ｍｏ］、［Ａｌ］は各元素の含有量（質量％）であり、その元素を含まない場合は０として計算する。
【００５４】
Ｍｓ＝５５０−３６１×［Ｃ］−３９×［Ｍｎ］−３５×［Ｖ］−２０×［Ｃｒ］−１７×［Ｎｉ］−１０×［Ｃｕ］−５×［Ｍｏ］＋３０×［Ａｌ］  ・・・  （式３）
Ｍｆ＝Ｍｓ−１５０  ・・・  （式４）
【００５５】
金属組織をマルテンサイトにするためには、少なくともＭｓ（℃）以下の温度まで冷却することが必要であり、Ｍｆ（℃）以下の温度まで冷却（急冷）すると、金属組織の９０％以上がマルテンサイトになる。ただし、冷却停止温度が３００℃以上の場合、冷却が不安定になってマルテンサイトの一部がベイナイトとなる場合があるので、冷却停止温度はＭｆ（℃）以下、かつ３００℃未満とする。
加速冷却の停止温度は、上述のように、極めて重要であり、マルテンサイト変態が開始する温度Ｍｓ（℃）よりも低温で停止することが前提条件となる。そして、マルテンサイト変態が完了する温度Ｍｆ（℃）以下、かつ３００℃未満まで加速冷却すると、金属組織は炭化物の生成が抑制されたマルテンサイト主体の組織となる。
【００５６】
一方、加速冷却の停止温度がＭｓ（℃）とＭｆ（℃）との間（Ｍｓ−Ｍｆ間）である場合、高強度鋼板の延性は焼入れ性に影響される。即ち、焼入れ性を高めるとベイナイトの生成が抑制されることにともない、セメンタイト系の粗大な炭化物の生成が抑制され、破断伸びが向上し、ばらつきも小さくなる。
【００５７】
そして、加速冷却の停止温度Ｔｃｆ及びＭｆと破断伸びとの関係、ＤＩ及びＣ量が破断伸びに及ぼす影響を定性的に整理すると、模式的に図１のように示すことができる。ここで、図１の縦軸は破断伸び（Ｔｏｔａｌ ｅｌｏｎｇａｔｉｏｎ）、横軸は加速冷却の停止温度Ｔｃｆ、ＤＩは上記（式１）で求められる焼入れ性の指標である。
【００５８】
図１のグラフに示すように、加速冷却の停止温度Ｔｃｆが低下するとマルテンサイト変態が促進され、ベイナイトの生成が抑制されるため、破断伸びは向上し、ＴｃｆがＭｆ以下になると破断伸びは一定になる。ＴｃｆがＭｆ以下になると、破断伸びはＣ含有量によってほぼ決まり、Ｃ含有量の低減によって、破断伸びは向上する。
一方、加速冷却の停止温度ＴｃｆがＭｓ−Ｍｆ間である場合は、Ｔｃｆの低下とともに破断伸びが向上するが、このとき焼入れ性を高めるために合金元素を添加すると、ＤＩが増加してベイナイトの生成が抑制され、粗大な炭化物の生成が抑制されることで破断伸びが向上する。
【００５９】
加速冷却の停止温度の下限は特に制限されるものではなく、室温まで加速冷却してもよい。転位に炭素原子を固着させるなどの作用によって降伏強度を高めるには、加速冷却の停止温度は１００℃以上が好ましい。
加速冷却の停止後は、焼き戻しなどの調質熱処理を施さずにそのまま、室温まで放冷する。
【実施例】
【００６０】
以下、本発明の実施例について説明する。以下に示す実施例での条件は、本発明の実施可能性及び効果を確認するために採用した一条件例であり、本発明は、この一条件例に限定されるものではない。また本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用し得る。【００６１】
表１に示す化学成分（残部はＦｅ及び不純物）を溶製して得られた鋼片を、表２に示す製造条件によって板厚４．５〜２０ｍｍの鋼板とした。「加熱温度」とは鋼片の再加熱温度、「圧延終了温度」とは熱間圧延の終了温度、「水冷開始温度」とは加速冷却（水冷）開始時の鋼板の表面温度、「冷却速度」とはＡｒ３（℃）〜加速冷却停止温度までの温度範囲での、板厚中心部における平均冷却速度、「水冷停止温度」とは水冷停止時の鋼板の表面温度を表す。鋼板の表面温度は放射温度計によって測定し、「冷却速度」は、表面温度から熱伝導計算によって板厚中心部の温度を求めて算出した。いずれの鋼板にも焼戻しは行わなかった。
得られた鋼板の、金属組織、機械特性（降伏強度、引張強度、破断伸び、靭性、継手強度）について評価した。【００６２】
金属組織の判別及びマルテンサイト及びベイナイトの面積率の測定は以下の方法で行った。
鋼板の断面を鏡面研磨した後、１／４ｔ部付近における圧延方向に平行な断面を、ナイタール腐食し、光学顕微鏡を用いて５００倍で、１２０μｍ×１００μｍの範囲の２視野を撮影し、針状のラス構造が発達した組織の面積率を測定した。また、その針状組織について、鋼板の断面を電解研磨した後、鋼板断面の１／４ｔ部付近を走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）で観察した。ここで倍率は５０００倍であり、５０μｍ×４０μｍの範囲を撮影した。セメンタイトの長軸方向が、ブロック内に２方向以上に配向している場合、針状組織は、マルテンサイトであるとし、当該領域の面積率を求めた。光学顕微鏡における針状組織面積率と、ＳＥＭにおけるマルテンサイトの面積率との積を、その鋼種のマルテンサイトの面積率とした。また、マルテンサイト以外の針状組織をベイナイトとした。
なお、上記の走査型電子顕微鏡による組織観察において、セメンタイトの長軸方向が、ブロック内に２方向以上に配向していることが、明確が判別できない場合には、光学顕微鏡で針状のラス構造が発達した組織の面積率を、マルテンサイトとベイナイトとの合計の面積率とした。
マルテンサイト及びベイナイトの合計の面積率が、９９％以上、または、マルテンサイトが明確に判断できる場合にはマルテンサイト面積率が９０％以上であることを目標値に設定した。
表３中に記載の「マルテンサイト及びベイナイト」以外の組織（残部）は、フェライト、パーライト、残留オーステナイトの１種又は２種以上であった。
【００６３】
更に、鋼板の断面を電解研磨した後、鋼板断面の１／４ｔ部付近を走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）で観察し、セメンタイトの個数密度を測定した。具体的には、鋼板の断面を電解研磨した後、鋼板断面の１／４ｔ部付近を倍率を５０００倍として、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）で、５０μｍ×４０μｍの範囲を撮影した。得られた画像のコントラストから、画像解析ソフトを用い、アスペクト比が２．０以上であり、長軸方向の長さが０．１μｍ以上の析出物を、セメンタイトであるとして個数をカウントした。同様に、アスペクト比が２．０以上であり、長軸方向の長さが１．０μｍ以上であるセメンタイトの個数をカウントした。そして、得られた１．０μｍ以上の析出物の数を、０．１μｍ以上のメンタイト個数で除することにより、１．０μｍ以上のセメンタイト個数分率（％）を求めた。なお、１．０μｍ以上のセメンタイト個数分率が５％以下であれば良好であると判断した。【００６４】
さらに、旧オーステナイト粒のアスペクト比について測定した。具体的には、１／４ｔ部付近における圧延方向に平行な断面を、ナイタールで腐食し、光学顕微鏡で倍率を５００倍とし、１２０μｍ×１００μｍの範囲の２視野を撮影し、得られた画像から、少なくとも５０個以上の旧オーステナイト粒について、長軸の長さと短軸の長さとを測定し、長軸長さを短軸長さで除してそれぞれの粒についてアスペクト比を求めた。そして、これらの旧オーステナイト粒のアスペクト比の平均値を求め、旧オーステナイト粒のアスペクト比とした。なお、旧オーステナイト粒のアスペクト比が２．０以上であれば良好であると判断した。【００６５】
更に鋼板から試験片（全厚）を採取し、引張強度、降伏強度、破断伸びをＪＩＳ  Ｚ  ２２４１に準拠して測定した。また、−２０℃、及び−４０℃のシャルピー吸収エネルギーをＪＩＳ  Ｚ  ２２４２に準拠して測定した。引張試験片は、長手方向を圧延方向と垂直にして採取した５号試験片（全厚）であり、降伏強度は０．２％耐力である。シャルピー試験片は、長手方向を圧延方向として板厚中心部から採取した、１０×５ｍｍのサブサイズである。
これらの試験の結果、降伏強度が８８５ＭＰａ以上、引張強度が９５０ＭＰａ以上、破断伸びが１２％以上であり、−２０℃での吸収エネルギー値（ｖＥ−２０）が５９Ｊ／ｃｍ２以上である場合に機械特性が良好であると評価した。【００６６】
機械特性が良好であった鋼板（鋼板番号１〜１６）、及びＰｃｍが０．１８９％未満の鋼板番号３２を用いて溶接継手を作製した。
溶接方法はＭＡＧ溶接とし、溶接入熱は、７．０ｋＪ／ｃｍ、または１０．０ｋＪ／ｃｍとした。入熱が７．０ｋＪ／ｃｍの場合は、溶接条件を、電流  ２８０Ａ、電圧  ２７Ｖ、溶接速度  ６５ｃｍ／ｍｉｎとし、１０．０ｋＪ／ｃｍの場合は、電流  ３０５Ａ、電圧  ２９Ｖ、溶接速度  ５３ｃｍ／ｍｉｎとした。
溶接継手の引張強度（継手強度）は、ＪＩＳ  Ｚ  ３１２１に規定の引張試験で評価し、９５０ＭＰａ以上を良好と評価とした。【００６７】
以上の評価結果を表３に示す。なお、表３中において、下線を付した数値は、その値が本発明外であるか、または目標の特性が得られていないことを示している。【００６８】
鋼板番号１〜８、１０〜１６は本発明例であり、優れた強度、延性、靭性が得られている。また、継手強度も９５０ＭＰａ以上が得られている。さらに、Ｍｏ／Ｃｒが０．２０以上の例については、−４０℃の試験温度でも優れた靭性が得られている。
一方、鋼板番号１７〜３５は、比較例であり、降伏強度、引張強度、破断伸び、ｖＥ−２０の１つ以上が目標を満足していない。
鋼板番号１７、２６、２９は、それぞれ、Ｃ量またはＭｎ量が少ないため、強度が低下している。鋼板番号２６、２９については、マルテンサイト分率も十分でなかった。
また、鋼板番号２０は、Ｍｎ量が少なく、焼入れ性も低かったので、マルテンサイト以外にフェライトおよびベイナイトが生成してしまい、マルテンサイトの生成量が本発明の範囲を満足せず、結果、強度が大幅に低かった。
鋼板番号１８、１９、２１、２２、２３、２７、２８、３０は、それぞれ、Ｃ量、Ｓｉ量、Ｍｎ量、Ｃｒ量、またはＭｏ量が過剰であり、延性及び靱性が低かった。
鋼板番号２４は、圧延終了温度及び水冷開始温度が低かったことに起因して、マルテンサイト以外に加工フェライトが生成してしまい、マルテンサイト分率が本発明の範囲を満足せず、その結果、強度が低かった。
また、鋼板番号３３は、水冷開始温度が低かったことに起因して、マルテンサイト以外に加工フェライトが生成してしまい、マルテンサイト分率が本発明の範囲を満足せず、その結果、強度が低かった。
鋼板番号２５、３４は水冷停止温度が高く、未変態オーステナイトがベイナイト変態したので、マルテンサイト分率が低かった。また、このベイナイトに起因して生成した粗大な炭化物（セメンタイト）を起点としたボイドの過剰な生成によって、破断伸びが低くなった。また、鋼板番号３４では降伏強度も低かった。
鋼板番号３１は、Ｃｒ及びＭｏの含有量が高く、ＤＩが高すぎたので、靭性、破断伸びが低かった。
鋼板番号３２は、Ｐｃｍが低かったので、継手強度が９５０ＭＰａを下回った。
鋼板番号３５は、未再結晶域での圧下率が低く、旧オーステナイト粒のアスペクト比が２．０未満であったので、靭性が低かった。
【００６９】
【表１】
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【００７０】
【表２】
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【００７１】
【表３】
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【産業上の利用可能性】
【００７２】
本発明によれば、降伏強度が８８５ＭＰａ以上、引張強度が９５０ＭＰａ以上であり、かつ、破断伸びが１２％以上の高強度鋼板を、高価な合金元素を多量に含有することなく提供することができる。また、この鋼板は、−２０℃でのシャルピー吸収エネルギーが５９Ｊ／ｃｍ２以上の優れた靭性を示す。そのため、産業上有用である。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４Ａ】
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【図４Ｂ】
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【図５】
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