(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ  ：０．０３〜０．０９％、
Ｍｎ：１．３０〜２．５０％、
Ｎｂ：０．００５〜０．０３％、
Ｍｏ：０．０５〜０．３％、
Ａｌ：０．０１〜０．０５％、
Ｔｉ：０．１０〜０．２０％
を含有し、
Ｓｉ：０．５０％以下、
Ｐ  ：０．０２％以下、
Ｓ  ：０．００６％以下、
Ｎ  ：０．００５％以下、
Ｂ  ：０．００３％以下
に制限し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなり、下記式（１）で求められるＪＳ値が１．８以上であり、板厚が４.５〜２５ｍｍであることを特徴とする高強度鋼板。
ＪＳ＝5.5［C］＋1.2［Si］＋0.5［Mn］＋0.8［Ni］＋0.2［Cr］＋1.8［Mo］＋0.6［Nb］＋［B］  ・・・（１）
ここで、［X］は、各元素Ｘの質量％であり、上記（１）式において、その元素を含有しない場合は０とする。
【請求項２】
更に、質量％で、
Ｃｕ：０．５％以下、
Ｎｉ：０．５％以下、
Ｃｒ：１．０％以下
の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に記載の高強度鋼板。
【請求項３】
更に、質量％で、
Ｃａ：０．０１％以下、
Ｍｇ：０．０１％以下、
ＲＥＭ：０．０１％以下
の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又は２に記載の高強度鋼板。
【請求項４】
ラス状組織からなる金属組織を有することを特徴とする請求項１〜３のいずれか１項に記載の高強度鋼板。
【請求項５】
質量％で、
Ｃ  ：０．０３〜０．０９％、
Ｍｎ：１．３０〜２．５０％、
Ｎｂ：０．００５〜０．０３％、
Ｍｏ：０．０５〜０．３％、
Ａｌ：０．０１〜０．０５％、
Ｔｉ：０．１０〜０．２０％
を含有し、
Ｓｉ：０．５０％以下、
Ｐ  ：０．０２％以下、
Ｓ  ：０．００６％以下、
Ｎ  ：０．００５％以下、
Ｂ  ：０．００３％以下
に制限し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなり、下記式（１）で求められるＪＳ値が１．８以上である成分組成を有する鋼片を、１０００℃以上に加熱し、９００℃以上で粗圧延を施した後、下記式（２）、（３）及び（４）を同時に満足する温度ＴCRの範囲内での累積圧下率を４０〜６０％とする仕上圧延を行って板厚を４.５〜２５ｍｍとし、そのまま、７００℃以上の温度から１００℃以下の温度まで水冷することを特徴とする高強度鋼板の製造方法。
ＪＳ＝5.5［C］＋1.2［Si］＋0.5［Mn］＋0.8［Ni］＋0.2［Cr］＋1.8［Mo］＋0.6［Nb］＋［B］  ・・・（１）
ＴCR≦９００℃  ・・・（２）
ＴCR≧８００×［Ti］＋７２０  ・・・（３）
ＴCR≦２２５０×［Ti］＋５９０  ・・・（４）
ここで［X］は各元素Ｘの含有量［質量％］であり、上記（１）式において、その元素を含有しない場合は０として求める。
【請求項６】
更に、質量％で、
Ｃｕ：０．５％以下、
Ｎｉ：０．５％以下、
Ｃｒ：１．０％以下、
の１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項５に記載の高強度鋼板の製造方法。
【請求項７】
更に、質量％で、
Ｃａ：０．０１％以下、
Ｍｇ：０．０１％以下、
ＲＥＭ：０．０１％以下、
の１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項５又は６のいずれかに記載の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、高強度鋼板及びその製造方法に関するものである。
【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。建設機械や産業機械に使用される鋼板は、構造部材を軽量化するために、高強度化が要求されており、引張強さが７８０ＭＰａ以上、更には９５０ＭＰａの高強度鋼板の製造方法が提案されている（例えば、特許文献１、参照）。
【０００３】
また、高強度鋼板を建設機械や産業機械の部材に使用する際には、塑性変形しないように高い降伏強さが要求されるが、その一方で、曲げ加工の負荷の問題などから、引張強さの上限は制限される。そのため、建設機械や産業機械など（以下、総称して建産機という場合がある。）に使用される高強度鋼板には、高い降伏比が求められる。
【０００４】
一般に、鋼材の降伏比を高めるには、析出強化が有利である。Ｔｉは、従来から析出強化元素として利用されており、０．１２％以上のＴｉを含有する高強度鋼板が提案されている（例えば、特許文献２、３、参照）。これらは、熱間圧延後、コイル状に巻き取って製造される熱延鋼板である。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００５】
【特許文献１】特開２００９−２８７０８１号公報
【特許文献２】特開平５−２３０５２９号公報
【特許文献３】特開平８−７３９８５号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００６】
建産機に使用される高強度鋼板には高い降伏比が要求されるが、降伏比が高過ぎると加工性が低下するという問題がある。また、曲げなどの加工性を高めるには、延性も必要である。また、建産機の部材を製造する際には、高強度鋼板に溶接が施されるため、熱影響による軟化を抑制することが必要である。
【０００７】
本発明は、このような実情に鑑み、特に建産機に好適に使用できる、高強度鋼板及びその製造方法の提供を課題とするものである。
【課題を解決するための手段】
【０００８】
本発明者らは、鋼中に固溶した状態の炭素の量を極力少なくすることにより、降伏比を高めることができるという知見を得た。一方、Ｔｉの添加は、析出強化及び固溶炭素量の低減に有利であるが、強度を高めるためにＣを過剰に添加すると、降伏比が高くなり過ぎ、また、延性が低下する。更に、鋼板の引張特性の方向による差異を考慮して、最適な熱間圧延の条件を見出した。
【０００９】
更に、焼入れ、焼戻しなどの調質熱処理を施さず、水冷ままで製造された高強度鋼板は、溶接時に熱の影響を受けた部分の強度が、調質処理を施した場合に比べて低下しやすい。溶接継手では、最も硬さの低い箇所が溶接継手全体の強度を支配することから、溶接継手の最軟化部の硬さと合金成分との関係を調査し、溶接継手の強度とＪＳ値との間に良い相関関係があることがわかった。
【００１０】
本発明は、以上のような知見に基づいてなされたものであって、その要旨は以下のとおりである。
［１］質量％で、
Ｃ  ：０．０３〜０．０９％、
Ｍｎ：１．３０〜２．５０％、
Ｎｂ：０．００５〜０．０３％、
Ｍｏ：０．０５〜０．３％、
Ａｌ：０．０１〜０．０５％、
Ｔｉ：０．１０〜０．２０％
を含有し、
Ｓｉ：０．５０％以下、
Ｐ  ：０．０２％以下、
Ｓ  ：０．００６％以下、
Ｎ  ：０．００５％以下、
Ｂ  ：０．００３％以下
に制限し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなり、下記式（１）で求められるＪＳ値が１．８以上であり、板厚が４.５〜２５ｍｍであることを特徴とする高強度鋼板。
ＪＳ＝5.5［C］＋1.2［Si］＋0.5［Mn］＋0.8［Ni］＋0.2［Cr］＋1.8［Mo］＋0.6［Nb］＋［B］  ・・・  （１）
ここで、［X］は、各元素Ｘの質量％であり、上記（１）式において、その元素を含有しない場合は０とする。
［２］更に、質量％で、
Ｃｕ：０．５％以下、
Ｎｉ：０．５％以下、
Ｃｒ：１．０％以下
の１種又は２種以上を含有することを特徴とする上記［１］に記載の高強度鋼板。
[３]更に、質量％で、
Ｃａ：０．０１％以下、
Ｍｇ：０．０１％以下、
ＲＥＭ：０．０１％以下
の１種又は２種以上を含有することを特徴とする上記［１］又は［２］に記載の高強度鋼板。
［４］ラス状組織からなる金属組織を有することを特徴とする上記［１］〜［３］のいずれかに記載の高強度鋼板。
【００１１】
［５］質量％で、
Ｃ  ：０．０３〜０．０９％、
Ｍｎ：１．３０〜２．５０％、
Ｎｂ：０．００５〜０．０３％、
Ｍｏ：０．０５〜０．３％、
Ａｌ：０．０１〜０．０５％、
Ｔｉ：０．１０〜０．２０％
を含有し、
Ｓｉ：０．５０％以下、
Ｐ  ：０．０２％以下、
Ｓ  ：０．００６％以下、
Ｎ  ：０．００５％以下、
Ｂ  ：０．００３％以下
に制限し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなり、下記式（１）で求められるＪＳ値が１．８以上である成分組成を有する鋼片を、１０００℃以上に加熱し、９００℃以上で粗圧延を施した後、下記式（２）、（３）及び（４）を同時に満足する温度ＴCRの範囲内での累積圧下率を４０〜６０％とする仕上圧延を行って板厚を４.５〜２５ｍｍとし、そのまま、７００℃以上の温度から１００℃以下の温度まで水冷することを特徴とする高強度鋼板の製造方法。
ＪＳ＝5.5［C］＋1.2［Si］＋0.5［Mn］＋0.8［Ni］＋0.2［Cr］＋1.8［Mo］＋0.6［Nb］＋［B］  ・・・  （１）
ＴCR≦９００℃  ・・・  （２）
ＴCR≧８００×［Ti］＋７２０  ・・・  （３）
ＴCR≦２２５０×［Ti］＋５９０  ・・・  （４）
ここで［X］は各元素Ｘの含有量［質量％］であり、上記（１）式において、その元素を含有しない場合は０として求める。
［６］更に、質量％で、
Ｃｕ：０．５％以下、
Ｎｉ：０．５％以下、
Ｃｒ：１．０％以下、
の１種又は２種以上を含有することを特徴とする上記［５］に記載の高強度鋼板の製造方法。
［７］更に、質量％で、
Ｃａ：０．０１％以下、
Ｍｇ：０．０１％以下、
ＲＥＭ：０．０１％以下、
の１種又は２種以上を含有することを特徴とする上記［５］又は［６］のいずれかに記載の高強度鋼板の製造方法。
【発明の効果】
【００１２】
本発明によれば、高強度化ニーズの強い建設機械、産業機械などの溶接構造物の構造部材に好適な高強度鋼板を、調質処理を必要としない非調質プロセスで提供することができる。特に、本発明によれば、好ましくは引張強さが７６５ＭＰａ以上、降伏比が０．７５〜０．９０、伸びが１６％以上で、溶接継手の強度が母材の強度の８５％以上、より好ましくは降伏強さが６８５ＭＰａ以上、引張強さが７８０〜９３０ＭＰａである、板厚４．５〜２５ｍｍの高強度鋼板を低コストで提供することが可能になる。したがって、本発明は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】鋼の固溶炭素量と降伏比との関係を示すグラフである。
【図２】圧延方向の降伏強さ（ＹＳ−Ｌ）、及び、幅方向の引張強さ（ＴＳ−Ｃ）と、Ｔｉ添加量との関係を示すグラフである。
【発明を実施するための形態】
【００１４】
建産機には、板厚が４．５〜２５ｍｍの高強度鋼板が使用される。製造コストの観点から、調質熱処理などの製造工程を省略することが望ましく、本発明者らは、引張強さが７６５ＭＰａ以上の鋼板を、熱間圧延後にそのまま水冷して製造し、降伏比、伸びを向上させる方法について検討を行った。その結果、まず、鋼中のＣ量を少なくすることにより、降伏比が大きくなることを見出した。更に検討を進めた結果、図１に示すように、降伏比に影響を及ぼす本質的な要因が、固溶炭素量であることをつきとめた。
【００１５】
図１の縦軸は、Ｃの含有量を０．０５％とし、Ｔｉの添加量を変化させた種々の組成の鋼に熱間圧延及び水冷を施し、引張試験を行って測定した降伏強さ及び引張強さから求めた降伏比である。図１の横軸は、降伏比の測定に使用した鋼の組成から、熱科学計算によって求めた９２０℃での平衡状態での固溶炭素量である。固溶炭素量が減少すると、降伏強さの上昇が引張強さの上昇に対して相対的に大きくなり、降伏比が高くなる。
【００１６】
このように、Ｔｉを添加してＴｉＣを析出させ、炭素を炭化物として固定すると、固溶炭素量が少なくなり、降伏比を高めることが可能になる。更に、鋼板の強度は圧延方向（Ｌ方向）と圧延方向に垂直な幅方向（Ｃ方向）とで変化し、特に、圧延方向の降伏強さ（ＹＳ−Ｌ）を高めた場合、幅方向の引張強さ（ＴＳ−Ｃ）の制御が困難であるという知見を得た。
【００１７】
そして、本発明者らは、圧延方向の降伏強さ（ＹＳ−Ｌ）を６８５ＭＰａ以上、幅方向の引張強さ（ＴＳ−Ｃ）を９３０ＭＰａ以下にするための条件を検討し、以下の式（２）〜（４）を満足することが好ましいという知見を得た。式（２）〜（４）は、図２に示すように、実験によって求めた、（ＹＳ−Ｌ）≧６８５ＭＰａ、（ＴＳ−Ｃ）≦９３０ＭＰａを満足する、Ｔｉの含有量［％Ｔｉ］と熱間圧延の仕上温度ＴCRとの関係を表す式である。図２に示す線分のうち、ＹＳ−Ｌは圧延方向の降伏強さが６８５ＭＰａとなる条件、ＴＳ−Ｃは幅方向の引張強さ９３０ＭＰａとなる条件で、線分よりも上部では低強度、線分よりも下部では高強度になる。
【００１８】
ＴCR≦９００℃  ・・・（２）
ＴCR≧８００×［％Ｔｉ］＋７２０  ・・・（３）
ＴCR≦２２５０×［％Ｔｉ］＋５９０  ・・・（４）
更に、これらの関係式から求められるＴCRの範囲内での累積圧下率が４０〜６０％になるように仕上圧延を行うことによって、降伏強さが６８５ＭＰａ以上、引張強さが９３０ＭＰａ以下という、好ましい引張特性が得られることがわかった。
【００１９】
ところで、焼入れ、焼戻しなどの調質熱処理を施さず、水冷ままで製造された高強度鋼板は、溶接時に熱の影響を受けた部分の強度が、調質処理を施した場合に比べて、低下しやすい。溶接継手では、最も硬さの低い箇所が溶接継手全体の強度を支配することから、溶接継手の最軟化部の硬さと合金成分との関係を調査した。
【００２０】
その結果、最軟化部の硬さは合金成分の影響を大きく受け、下記式（１）で算出されるＪＳ値とよい相関関係があることを見出した。なお、溶接熱影響部の合金組成は、溶接金属による希釈等の影響を受けておらず、母材である高強度厚鋼板の合金組成と同じである。
【００２１】
ＪＳ＝5.5［C］＋1.2［Si］＋0.5［Mn］＋0.8［Ni］＋0.2［Cr］＋1.8［Mo］＋0.6［Nb］＋［B］  ・・・（１）
ここで、［X］はそれぞれ、各元素Ｘの質量％である。
【００２２】
更に、ＪＳ値と溶接継手の強度（継手強度）との関係を統計的に検討したところ、下記式（５）で近似できることを見出した。
継手強度＝７０５×ＪＳ−４９１  （ＭＰａ）  ・・・（５）
【００２３】
即ち、ＪＳ値が適正になるように高強度厚鋼板の合金成分を設計すれば継手強度を調整することができ、溶接構造物として十分な継手強度を確保することができる。ただし、実際に溶接継手の引張試験を行った場合は、最も強度が弱い部分で破断が生じる。したがって、上記式（５）の推定値が母材の引張強さを超える場合は母材で破断が生じるため、継手強度は母材の引張強さと同等になる。
【００２４】
以下に、本発明における各成分及び製造方法の限定理由を説明する。まず、成分について説明するが、特に断りのない限り、「％」は「質量％」を意味する。
【００２５】
［Ｃ：０．０３〜０．０９％］
Ｃは、強度、降伏比だけでなく、製鋼工程での製造性にも影響を及ぼす元素である。Ｃ量が０．０３％を下回ると、製鋼での工程負荷が大きくなりすぎるので、０．０３％以上とする。一方、Ｃ量が０．０９％を超えると、降伏比が大きくなり、降伏強さに対して引張強さが高くなりすぎるので、０．０９％以下とする。好ましくは０．０６％以下とする。
【００２６】
［Ｓｉ：０．５０％以下］
Ｓｉは、脱酸元素であり、強度の上昇にも寄与する元素である。Ｓｉ量は０％でもよいが、０．０１％以上が好ましい。一方、Ｓｉを過剰に添加すると靭性が低下するため、Ｓｉ量の上限を０．５０％以下とする。好ましくは０．４０％以下とする。
【００２７】
［Ｍｎ：１．３０〜２．５０％］
Ｍｎは、焼入れ性を高める元素であり、強度を確保のために、Ｍｎ量を１．３０％以上とする。好ましくは１．５０％以上とする。一方、Ｍｎを過剰に添加すると靭性が低下するため、Ｍｎ量の上限を２．５０％以下とする。好ましくは２．００％以下とする。
【００２８】
［Ｐ：０．０２％以下］
［Ｓ：０．００６％以下］
Ｐ、Ｓは、不純物であり、母材及び継手の低温靭性を低下させるため、Ｐ量及びＳ量を、それぞれ、０．０２％以下及び０．００６％以下に制限する。好ましくは、それぞれ、０．０１％以下及び０．００４％以下である。Ｐ量及びＳ量の下限は０でもよいが、製造コストの観点から、Ｐ量を０．００１％以上、Ｓ量を０．０００１％以上とすることができる。
【００２９】
［Ｎｂ：０．００５〜０．０３％］
Ｎｂは、焼入れ性の確保や、組織の微細化による強靭化に有効であり、Ｎｂ量を０．００５％以上とする。好ましくは０．０１０％以上とする。一方、多量のＮｂを添加すると溶接部の靭性が低下するため、Ｎｂ量の上限を０．０３％以下とする。好ましくは０．０２％以下とする。
【００３０】
［Ｍｏ：０．０５〜０．３％］
Ｍｏは、焼入れ性確保のために有効な元素であり、Ｍｏ量を０．０５％以上とし、好ましくは０．１０％以上とする。一方、Ｍｏを過剰に添加すると靭性の低下が懸念されるため、Ｍｏ量の上限を０．３％以下とする。好ましくはＭｏ量を０．２５％以下とする。
【００３１】
［Ａｌ：０．０１〜０．０５％］
Ａｌは、脱酸元素であり、Ｔｉの酸化物の形成を抑制して、ＴｉＣを析出させるために、Ａｌ量を０．０１％以上とする。一方、Ａｌ量が０．０５％を超えると、粗大なアルミナ介在物が生成し、靭性を低下させるので、Ａｌ量の上限を０．０５％以下とする。
【００３２】
［Ｔｉ：０．１０〜０．２０％］
Ｔｉは、本発明で最も重要な元素である。ＴｉＣを形成して炭素を固定し、降伏比を大きくするとともに引張強さの上昇を抑制するために、Ｔｉ量を０．１０％以上とする。一方、Ｔｉを過度に添加すると、固溶炭素量が過剰に減少して強度が低下するため、Ｔｉ量の上限を０．２０％以下とする。
【００３３】
［Ｂ：０．００３％以下］
Ｂは、焼入れ性を向上させる元素であり、好ましくはＢ量を０．０００３％以上とする。しかし、Ｂ量が０．００３％を超えても焼入れ性は飽和するので、上限を０．００３％以下に制限する。好ましくはＢ量を０．００２％以下とする。
【００３４】
［Ｎ：０．００５％以下］
Ｎは、ＴｉＮを形成して、ＴｉＣの生成を阻害するため、Ｎ量を０．００５％以下に制限する。好ましくはＮ量を０．００４％以下とする。Ｎ量は０％でもよいが、製造コストの観点から、０．００１％以上であってもよい。
【００３５】
［Ｃｕ：０．５％以下］
［Ｎｉ：０．５％以下］
［Ｃｒ：１．０％以下］
Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒは、焼入れ性を高めて強度の上昇に寄与する元素であり、１種又は２種以上を含有させることができる。効果を得るためには、それぞれの元素の含有量を０．１０％以上にすることが好ましい。一方、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒは、何れも過度に添加すると母材及び継手の靭性が低下することがあり、含有量の上限を、それぞれ０．５％以下、０．５％以下、１．０％以下とすることが好ましい。
【００３６】
［Ｃａ：０．０１％以下］
［Ｍｇ：０．０１％以下］
［ＲＥＭ：０．０１％以下］
上記の元素の他、酸化物や硫化物の形態を制御するために、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭの１種又は２種以上を含有させてもよい。効果を得るためには、それぞれの元素の含有量を０．０００５％以上にすることが好ましい。一方、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭは、何れも過度に添加すると粗大な介在物を生じて、母材及び継手の靭性が低下することがあり、含有量の上限を、それぞれ０．０１％以下、０．０１％以下、０．０１％以下とすることが好ましい。
【００３７】
［ＪＳ値：１．８以上］
更に、本発明に係る高強度鋼板を用いて製作した溶接継手の強度を母材の強度と同等以上にするため、溶接熱影響部の最軟化部の硬さと良い相関関係を示す（１）式で表わされるＪＳ値を１．８以上とする。ＪＳ値の上限は高いほど好ましいため、特に制限せず、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｂの含有量の上限値で決定される３．１であってもよい。ＪＳ値を高めるには合金元素の含有量を増加させることが必要になるので、製造コストの観点から、ＪＳ値を好ましくは３．０以下、より好ましくは２．５以下、更に好ましくは２．０以下とすることができる。
【００３８】
ＪＳ＝5.5［C］＋1.2［Si］＋0.5［Mn］＋0.8［Ni］＋0.2［Cr］＋1.8［Mo］＋0.6［Nb］＋［B］  ・・・（１）
ここで、［C］、［Si］、［Mn］、［Ni］、［Cr］、［Mo］、［Nb］、［B］はそれぞれ、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｂの質量％である。
【００３９】
本発明の高強度鋼板は、ラス状組織からなる金属組織を有することが好ましい。ラス状組織は、光学顕微鏡で観察した際に、針状の形態を呈する金属組織であり、粒状の形態を呈するポリゴナルフェライト、パーライト、島状マルテンサイトは含まれない。ラス状組織のうち、マルテンサイト、下部ベイナイトの一方又は両方からなる金属組織がより好ましい。
【００４０】
マルテンサイトはセンタイトを含まず、下部ベイナイトは微細なセメンタイトを含むという点で、両者は相違する金属組織である。光学顕微鏡ではマルテンサイトと下部ベイナイトとの判別は困難であるが、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）による観察で、セメンタイトの生成の有無によって判別することができる。
【００４１】
ラス状組織は、熱間圧延後、水冷を行って生成する金属組織である。特に、マルテンサイト及び下部ベイナイトは、熱間圧延後、金属組織がオーステナイトである温度、即ち、フェライト変態が開始する温度であるＡｒ３点以上から１００℃以下まで水冷することによって生成することから、低温変態組織とも称される。
【００４２】
次に、本発明の高強度鋼板の製造方法について述べる。本発明の高強度鋼板は、常法で鋼を溶製し、鋳造して得られた鋼片に、板厚が４．５〜２５ｍｍになるように熱間圧延を施して製造することができる。以下に、好ましい製造方法について説明する。
【００４３】
熱間圧延の加熱温度は、変形抵抗を低下させるために、１０００℃以上とすることが好ましい。本発明ではＣ含有量が少ないため、ＮｂＣによるオーステナイト粒成長抑制効果が小さく加熱時の初期オーステナイト粒が粗大化しやすいので、あまり高温に加熱することは好ましくない。
【００４４】
熱間圧延は、オーステナイト再結晶温度域での粗圧延を行なった後、９００℃以下のオーステナイト未再結晶温度域での仕上圧延を行なうことが好ましい。なお、９００℃を超える温度での粗圧延については、特に制限する必要はない。未再結晶温度域での圧延は、Ｔｉ量［％Ｔｉ］（質量％）に応じて（２）、（３）、（４）式を同時に満足する温度ＴCRでの累積圧下率を４０〜６０％とすることが好ましい。
【００４５】
ＴCR≦９００℃  ・・・（２）
ＴCR≧８００×［％Ｔｉ］＋７２０  ・・・（３）
ＴCR≦２２５０×［％Ｔｉ］＋５９０  ・・・（４）
【００４６】
上記（２）式は、未再結晶圧延を施すための上限温度を規定しており、上述の成分範囲では、未再結晶温度域が９００℃以下であることを意味している。（３）式は引張強さの過度な上昇を抑制させるための条件であり、仕上圧延温度の下限値を規定している。圧延温度の低下により、強度は上昇し、仕上圧延の終了温度が（３）式の右辺の数値よりも低くなると引張強さが過度に上昇し、９３０ＭＰａを超える場合がある。（４）式は、降伏強さの低下を抑制するための条件であり、仕上圧延の開始温度の上限値を規定している。（４）式の右辺の数値が９００℃を超える場合は、（２）式による制限のため、仕上圧延の上限を９００℃とする。仕上温度が高くなると強度は低下し、開始温度が（４）式の右辺の数値又は９００℃の何れか低い方を超えた場合、降伏強さが低下し、６８５ＭＰａに満たなくなることがある。
【００４７】
圧延後の水冷の開始温度は、７００℃未満の場合、局所的にポリゴナルフェライト、島状マルテンサイトやセメンタイトが生成し、母材の強度や靭性が低下することがあるため、７００℃以上とすることが好ましい。
【００４８】
水冷の停止温度は、安定してラス状組織、特に、マルテンサイト、下部ベイナイトの一方又は両方からなる金属組織を得るために１００℃以下とすることが好ましく、室温まで水冷を行ってもよい。水冷後は、そのまま室温まで放冷し、その後は熱処理を施さず、優れた引張特性及び靭性を有する高強度鋼板を得ることができる。
【実施例】
【００４９】
表１に示す成分組成の鋼を溶製して得られた鋼片を、表２に示す製造条件で熱間圧延し、水冷して鋼板を製造した。鋼板の金属組織を光学顕微鏡で観察し、また、試験片を採取して、母材の引張特性（降伏強さ、引張強さ、伸び）、靭性、溶接継手の引張強さ（溶接継手強度）の評価を行った。母材の引張特性は、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４１に準拠して、１Ａ号試験片（板状）又は４号試験片（棒状）を採取し、降伏強さ、引張強さ、伸びを測定した。引張試験片は板厚２０ｍｍ以下では１Ａ号全厚引張試験片を採取し、板厚２０ｍｍ超では４号丸棒引張試験片を板厚の１／４部（ｔ／４部）と板厚中心部（ｔ／２部）より採取した。
【００５０】
母材の靭性は、板厚中心部から圧延方向に直角な方向にＪＩＳＺ  ２２４２に準拠して、Ｖノッチ試験片を採取し、−２０℃でのシャルピー吸収エネルギー（ｖＥ−２０）を求めて評価した。溶接継手強度は、突き合わせ溶接継手を作製し、ＪＩＳ  Ｚ  ３１２１に準拠し、１Ａ号試験片（板状）又は５号試験片（棒状）を用いて測定した。引張試験片は板厚２０ｍｍ以下では１Ａ号全厚引張試験片を採取し、板厚２０ｍｍ超では５号丸棒引張試験片を板厚の１／４部（ｔ／４部）と板厚中心部（ｔ／２部）より採取した。結果を表２に示す。
【００５１】
【表１】
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【００５２】
【表２】
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【００５３】
母材の引張特性の目標値は、降伏強さが６５０ＭＰａ以上（好ましくは６８５ＭＰａ以上）、母材の引張強さが７６５〜９３０ＭＰａ（好ましくは７８０ＭＰａ以上）、降伏比が０．７５〜０．９０、伸びが１６％以上である。母材の靭性（ｖＥ−２０）の目標値は４７Ｊ以上(好ましくは６０Ｊ以上)、溶接継手強度が７６５ＭＰａ以上（好ましくは７８０ＭＰａ以上）である。
【００５４】
本発明例１〜１５は、いずれも、母材の引張特性、靱性、溶接継手強度が目標値を満足しており、ラス状組織からなる金属組織を有していた。特に、本発明例１〜１０は、母材の降伏強さが６８５ＭＰａ以上、引張強さが７８０ＭＰａ以上、母材の靭性（ｖＥ−２０）が６０Ｊ以上、溶接継手強度が７８０ＭＰａ以上であり、好ましい目標値をも満足している。また、光学顕微鏡による観察で、これらはラス状組織からなる金属組織を有しており、更に、セメンタイトが見られないことから、マルテンサイト、下部ベイナイトの一方又は両方からなる金属組織を有していると判定した。
【００５５】
一方、比較例１６はＣ量が、比較例２１はＮｂ量が、比較例２２はＭｎ量が、それぞれ、不足しており、母材の降伏強さや引張強さが低下している。比較例１７はＣ量が多く、引張強さが過剰に高くなっている。比較例１８はＴｉ量が少なく、比較例１９はＴｉ量が多いため、降伏比が低下している。比較例２０はＭｏ量が多いため、母材の靭性が低下している。比較例２３はＪＳ値が低いため、母材の引張特性は良好であるが、溶接継手強度が低下している。なお、光学顕微鏡による観察で、これらもラス状組織からなる金属組織を有していると判定した。
【産業上の利用可能性】
【００５６】
本発明に係る高強度鋼板は、高強度化ニーズの強い建設機械、産業機械などの溶接構造物の構造部材に好適であり、調質処理を必要としない非調質プロセスで製造することが可能である。したがって、本発明は、板厚４．５〜２５ｍｍの建産機用高強度鋼板を低コストで提供することができる。
【図１】
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【図２】
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