(57)【要約】【課題】特別な装置を必要としないオンライン冷却であっても、安定して強度を高めることができるオンライン冷却型高張力鋼板の製造方法を提供する。【解決手段】オンライン冷却型高張力鋼板は、Ｃ：０．１１〜０．１８％、Ｓｉ：０．０５〜０．５％、Ｍｎ：０．８〜２％、Ｐ≦０．０３％、Ｓ≦０．０１％、Ａｌ≦０．０５％、Ｃｒ：０．６〜１．５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２％、Ｂ：０．０００５〜０．００３％、Ｎ：０．００２〜０．００６％、Ｏ≦０．００４％を含有し、炭素当量≦０．５０、溶接割れ感受性組成≦０．２８、下記式のＢＫ（％）≧０である鋼スラブを、１０００〜１１７０℃に加熱し、８５０〜９５０℃の終了温度で熱間圧延し、冷却速度２〜８０℃／秒で３００℃未満まで冷却し、４５０℃以上５５０℃未満で焼戻しすることによって製造される。ＢＫ（％）＝Ｂ−１１×（Ｎ−Ｔｉ／３．４）／１４【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃ：０．１１〜０．１８％（質量％の意味。以下、同じ）、Ｓｉ：０．０５〜０．５％、Ｍｎ：０．８〜２％、Ｐ：０．０３％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０１％以下（０％を含まない）、Ａｌ：０．０５％以下（０％を含まない）、Ｃｒ：０．６〜１．５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２％、Ｂ：０．０００５〜０．００３％、Ｎ：０．００２〜０．００６％、及びＯ：０．００４％以下（０％を含まない）を含有し、残部が鉄及び不可避不純物であり、下記式によって求まる炭素当量Ｃｅｑ、溶接割れ感受性組成Ｐｃｍ及びＢＫ値が、Ｃｅｑ（％）：０．５０以下、Ｐｃｍ（％）：０．２８以下、ＢＫ（％）：０以上になっている鋼スラブを、
加熱温度：１０００〜１１７０℃の条件で加熱し、圧延終了温度：８５０〜９５０℃の条件で熱間圧延し、Ａr3点より高い温度から３００℃未満までの範囲を冷却速度２〜８０℃／秒で冷却した後、温度：４５０℃以上５５０℃未満の条件で焼戻しすることを特徴とする、
降伏強さ６００ＭＰａ以上、引張強さ７００ＭＰａ以上の耐溶接割れ性に優れたオンライン冷却型高張力鋼板の製造方法。
Ｃｅｑ（％）＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４
Ｐｃｍ（％）＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５×Ｂ
ＢＫ（％）＝Ｂ−１１×（Ｎ−Ｔｉ／３．４）／１４
（式中、Ｃ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｃｕ、Ｂ、Ｎ、Ｔｉは鋼スラブ中の各元素の含有量（質量％）を示す）
【請求項２】
前記鋼スラブが、さらにＣａ：０．００４％以下（０％を含まない）及びＲＥＭ：０．０４％以下（０％を含まない）から選択される少なくとも１種を含有する請求項１に記載のオンライン冷却型高張力鋼板の製造方法。
【請求項３】
前記鋼スラブが、さらにＶ：０．０６％以下（０％を含まない）を含有する請求項１又は２に記載のオンライン冷却型高張力鋼板の製造方法。
【請求項４】
前記鋼スラブが、さらにＮｉ：０．４％以下（０％を含まない）、Ｃｕ：０．５％以下（０％を含まない）、及びＭｏ：０．２％以下（０％を含まない）から選択される少なくとも１種を含有する請求項１〜３のいずれかに記載のオンライン冷却型高張力鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は溶接性、降伏強さ、及び引張強さに優れた鋼板をオンライン冷却で製造する方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
建築、橋梁、鉄塔、タンクなどの鋼構造物には、溶接性（耐溶接割れ性など）、降伏強さ、及び引張強さに優れた鋼板が求められており、降伏強さは、例えば６００ＭＰａ以上、引張強さは、例えば７００ＭＰａ以上にすることが求められている。このような鋼板は、一般に、鋼スラブを熱間圧延し、一旦、室温まで冷却した後、オフラインで再加熱して焼入れ−焼戻し処理することによって製造されている。
【０００３】
近年、オフラインでの再加熱焼入れを省略して製造コストを低減するため、圧延直後に直接焼入れ（ダイレクトクエンチ（ＤＱ））や加速冷却などのオンライン冷却が行われる場合がある。しかし、オンライン冷却には、再加熱焼入れに比べ、強度が安定しないという問題がある。また溶接性及びＨＡＺ靭性の改善とコストダウンのため高価な合金元素（Ｎｉ、Ｍｏ，Ｎｂなど）の使用量を極量低減しながら、強度を高めるために、様々な工夫がなされている。
【０００４】
例えば特許文献１では、制御圧延後の加速冷却におけるベイナイト変態途中で再加熱することを提案している。加速冷却途中で再加熱すると、加速冷却時のベイナイト変態による強化に加え、再加熱時の未変態オーステナイトからのフェライト変態時に析出する微細析出物による析出強化も利用でき、高強度化できるとしている。
【０００５】
特許文献２では、連続鋳造鋳片を、一旦冷却することなく直ちに熱間圧延し、次いで直接焼入れすることを提案している。連続鋳造鋳片を冷却せずに熱間圧延に供することによって、Ｎｂ、Ｔｉなどの窒化物形成元素の固溶を容易にし、これらＮｂ、Ｔｉが極微量でもオーステナイト未再結晶温度域を上昇させ、直接焼入れ後の組織を微細化できるとしている。
【０００６】
特許文献３は、熱間圧延後、直接焼入れ−焼戻しする方法に関するものであり、焼戻しの際に、４６０℃までは１℃／ｓ未満の速度で昇温し、４６０℃以降は１℃／ｓ以上の昇温をすることを提案している。通常の加熱では、温度が高くなるほど昇温速度が低下していくが、特許文献３のように温度が高いほど昇温速度を高くすると、炭化物の溶解・析出過程をコントロールでき、炭化物を極めて微細に分散析出させることができ、強靱化を達成できるとしている。
【０００７】
しかし、特許文献１〜３の方法によれば、製造プロセスが特殊になり、そのための特別な装置を必要とし、初期コストと維持コストが却って上昇する。一般的なオンライン冷却法でも、強度を安定して高めることができる技術が求められている。
【０００８】
特許文献４は特別な装置を必要としないオンライン冷却法に関するものであり、直接焼入れを行う場合に、Ｎｂ：０．００１〜０．０５％、Ｂ：０．０００５〜０．００２５％などを添加し、鋼の焼入れ性を高めることが記載されている。しかし、上述したようにＨＡＺ靭性と材質安定性からＮｂの使用は避けた方がよい。またＮ量の制御がされておらず、Ｂの焼入れ性を有効利用できていない。
【０００９】
特許文献５も特別な装置を必要としないオンライン冷却法に関するものであり、直接焼入れを行う場合に、Ｂ：０．００５〜０．００２％を添加して鋼板の焼入れ性を高めること、このＢ添加効果を発揮させるため、Ｎを０．００４５％以下に制御し、かつＮをＡｌＮとして固定することが開示されている。この特許文献５は、ＮをＡｌＮとして固定して無害化することで、Ｂの焼入れ性を確保している点で、前記特許文献４よりも優れている。
【特許文献１】特開２００３−３２１７２５号公報
【特許文献２】特開昭６２−１５８８１７号公報
【特許文献３】特開２００５−２３２５６２号公報
【特許文献４】特開昭６３−１９０１１８号公報
【特許文献５】特開昭６３−１９０１１７号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【００１０】
しかし、本発明者の検討によれば、ＮをＡｌＮとして固定しても、安定して強度を高めることが難しいことが判明した。
【００１１】
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、特別な装置を必要としないオンライン冷却であっても、安定して強度を高めることができるオンライン冷却型高張力鋼板の製造方法を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【００１２】
本発明者は、前記課題を解決するために鋭意研究を重ねた結果、オフライン冷却でのＢの焼入れ性を確保するためには、ＡｌによってＮをＡｌＮとして固定する方法は有効であったが、オンライン冷却では、冷却前のＡｌＮの安定性が低く、ＢＮになる場合があり、高強度の鋼板を安定して得られないことが判明した。そこでＴｉを添加すると、Ｎは結合力の強いＴｉによってＴｉＮとして固定され、しかも圧延後の冷却前でもＴｉＮは安定であり、Ｂの焼入れ性も安定することが判った。そしてさらに検討を進め、Ｔｉ、Ｂ、Ｎのバランスを適切にし、かつオンライン冷却−焼戻し条件を適切に設定すれば、安定して強度が高まることを見出し、本発明を完成した。
【００１３】
本発明に係るオンライン型冷却高張力鋼板の製造方法では、Ｃ：０．１１〜０．１８％（質量％の意味。以下、同じ）、Ｓｉ：０．０５〜０．５％、Ｍｎ：０．８〜２％、Ｐ：０．０３％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０１％以下（０％を含まない）、Ａｌ：０．０５％以下（０％を含まない）、Ｃｒ：０．６〜１．５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２％、Ｂ：０．０００５〜０．００３％、Ｎ：０．００２〜０．００６％、及びＯ：０．００４％以下（０％を含まない）を含有し、残部が鉄及び不可避不純物であり、下記式によって求まる炭素当量Ｃｅｑ、溶接割れ感受性組成Ｐｃｍ及びＢＫ値が、Ｃｅｑ（％）：０．５０以下、Ｐｃｍ（％）：０．２８以下、ＢＫ（％）：０以上になっている鋼スラブを用いる。
Ｃｅｑ（％）＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４
Ｐｃｍ（％）＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５×Ｂ
ＢＫ（％）＝Ｂ−１１×（Ｎ−Ｔｉ／３．４）／１４
（式中、Ｃ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｃｕ、Ｂ、Ｎ、Ｔｉは鋼スラブ中の各元素の含有量（質量％）を示す）
【００１４】
そして本発明の製造方法では、前記鋼スラブを加熱温度：１０００〜１１７０℃の条件で加熱し、圧延終了温度：８５０〜９５０℃の条件で熱間圧延し、Ａr3点より高い温度から３００℃未満までの範囲を冷却速度２〜８０℃／秒で冷却した後、温度：４５０以上５５０℃未満の条件で焼戻しする。このようにすれば、降伏強さ６００ＭＰａ以上、引張強さ７００ＭＰａ以上の耐溶接割れ性に優れたオンライン冷却型高張力鋼板が得られる。
【００１５】
前記鋼スラブは、さらにＣａ：０．００４％以下（０％を含まない）、ＲＥＭ：０．０４％以下（０％を含まない）、Ｖ：０．０６％以下（０％を含まない）、Ｎｉ：０．４％以下（０％を含まない）、Ｃｕ：０．５％以下（０％を含まない）、Ｍｏ：０．２％以下（０％を含まない）などを適宜含有していてもよい。
【発明の効果】
【００１６】
本発明によれば、Ｔｉ、Ｂ、Ｎのバランスを適切にし、かつオンライン冷却−焼戻し条件を適切に設定しているため、特別な装置を用いないオンライン冷却であっても、鋼板の降伏強さ、引張強さなどを安定して高めることができる。またＣｅｑ、Ｐｃｍなどを適切にしているため、溶接性にも優れている。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１７】
本発明は、鋼スラブを加熱し、熱間圧延した後、速やかに急冷し、焼き戻すことによってオンライン冷却型高張力鋼板を製造する方法に関するものであり、鋼スラブの成分組成は、以下の通りである。
【００１８】
Ｃ：０．１１〜０．１８％（質量％の意味。以下、同じ）
Ｃは強度を確保するために重要な元素であり、合金元素を少なくしながらも所定の強度を確保するには、０．１１％以上添加することが必要である。好ましくは０．１２％以上、さらに好ましくは０．１３％以上である。一方、Ｃが多くなると、母材靭性、母材延性が劣化し、溶接時に硬化組織が生成して溶接部に割れが生じやすくなる。従ってＣは、０．１８％以下、好ましくは０．１７％以下、さらに好ましくは０．１６％以下にする。
【００１９】
Ｓｉ：０．０５〜０．５％
Ｓｉは鋼の脱酸に必要な元素であり、０．０５％以上添加する。好ましいＳｉ量は、０．１０％以上、特に０．１５％以上である。一方、Ｓｉが過剰になると溶接性が劣化する。従ってＳｉは、０．５％以下、好ましくは０．４％以下、さらに好ましくは０．３５％以下とする。
【００２０】
Ｍｎ：０．８〜２％
Ｍｎは強度と靭性を向上させるのに有効である。所定の強度を確保するには、０．８％以上添加することが必要である。好ましくは０．８５％以上、さらに好ましくは０．９０％以上である。一方、Ｍｎが過剰になると溶接性が劣化する。従ってＭｎは、２％以下、好ましくは１．５％以下、さらに好ましくは１．３％以下とする。Ｍｎ量の上限を小さくしても、本発明によれば、所定の強度を確保できる。
【００２１】
Ｐ：０．０３％以下（０％を含まない）
Ｐは靭性を劣化させるため、少ないほど望ましい。従ってＰは、０．０３％以下、好ましくは０．０２５％以下である。
【００２２】
Ｓ：０．０１％以下（０％を含まない）
Ｓもまた少ないほど望ましい。Ｓが多く残ると、板厚方向の性能が劣化し、また板厚方向中心部にＭｎＳ系介在物が生成し、曲げ加工時に割れの起点になる。従ってＳは、０．０１％以下、好ましくは０．０８％以下である。
【００２３】
Ａｌ：０．０５％以下（０％を含まない）
Ａｌは脱酸のために添加される。好ましい量は、０．００５％以上、さらに好ましくは０．０１０％以上、特に０．０２０％以上である。しかし過剰に添加すると靭性が劣化する。従ってＡｌは、０．０５％以下、好ましくは０．０４％以下である。
【００２４】
Ｃｒ：０．６〜１．５％
Ｃｒは強度を確保するために重要な元素である。またＨＡＺ靭性と材質安定性の点でＮｂよりも有効であるため、本発明では積極的に添加する。Ｃｒ量は、０．６％以上、好ましくは０．６５％以上である。一方、Ｃｒが過剰になると溶接性が劣化する。従ってＣｒは、１．５％以下、好ましくは１．２％以下、さらに好ましくは１．０％以下（特に０．９％以下）である。Ｃｒ量の上限を小さくしても、本発明によれば、所定の強度を確保できる。
【００２５】
Ｔｉ：０．００５〜０．０２％
ＴｉはＮをＴｉＮとして固定するため、重要な元素である。ＴｉＮはＡｌＮよりも安定性が高く、熱間圧延後の冷却前にＮを奪われてＢＮを形成する虞が低く、固溶Ｂを安定して確保することができ、焼入れ性を安定して高めることができる。Ｔｉは、０．００５％以上、好ましくは０．００７％以上、さらに好ましくは０．０１０％以上である。一方、Ｔｉが０．０２％を超えると、粗大な窒化物や酸化物が生成して靭性が劣化する。従ってＴｉは、０．０２％以下、好ましくは０．０１７％以下にする。
【００２６】
Ｂ：０．０００５〜０．００３％
Ｂは低コストで強度を高めるために重要な元素であり、０．０００５％以上、好ましくは０．０００７％以上、さらに好ましくは０．００１０％以上にする。一方、Ｂが過剰になると、粗大な介在物を生成する。また固溶Ｂも過剰になり、溶接性が劣化する。従ってＢは、０．００３％以下、好ましくは０．００２５％以下、さらに好ましくは０．００２３％以下にする。
【００２７】
Ｎ：０．００２〜０．００６％
ＮはＴｉＮとして析出し、加熱時のオーステナイト粒の粗大化を防止する。またＨＡＺ靭性と母材靭性を改善するのに有効である。従ってＮは、０．００２％以上、好ましくは０．００３％以上である。しかしＮが多いと、Ｂと結合して固溶Ｂを低減し、Ｂの焼入れ性効果を阻害する。従ってＮ量は、０．００６％以下、好ましくは０．００５％以下にする。
【００２８】
Ｏ：０．００４％以下（０％を含まない）
Ｏは少ないほど望ましい。Ｏが多いと、粗大な酸化物が生成し、ＨＡＺ靭性や母材靭性を劣化する。従ってＯ量は、０．００４％以下、好ましくは０．００３％以下である。
【００２９】
本発明は合金成分が少なくても所定の強度を確保できる点で優れている。残部が鉄及び不可避不純物の場合、合金成分が少なくコストを低減できる点で優れているが、必要に応じて、さらに追加の成分を添加してもよい。
【００３０】
例えば、鋼スラブは、さらにＣａ：０．００４０％以下（０％を含まない）及びＲＥＭ：０．０４％以下（０％を含まない）から選択される少なくとも１種を含有していてもよい。これらＣａやＲＥＭは、ＭｎＳ系介在物の形態を制御して、板厚方向の特性を改善するのに有効である。Ｃａの好ましい添加量は、０．０００５％以上、さらに好ましくは０．００１０％以上、特に０．００２０％以上である。またＲＥＭの好ましい添加量は、０．００５％以上、さらに好ましくは０．０１０％以上、特に０．０２０％以上である。しかしＣａやＲＥＭを添加し過ぎると、コスト高になるだけでなく、粗大な介在物を生成して割れの原因となる。従ってＣａ量は、０．００４％以下、好ましくは０．００３％以下とする。またＲＥＭ量は、０．０４％以下、好ましくは０．０３％以下とする。
【００３１】
また鋼スラブは、さらにＶ：０．０６％以下（０％を含まない）を含有していてもよい。Ｖは強度と靭性を向上させるのに有効である。Ｖの好ましい添加量は、０．０１％以上、さらに好ましくは０．０２％以上、特に０．０３％以上である。しかしＶを過剰に添加すると、コスト高になるだけでなく、ＨＡＺ靭性が劣化する。従ってＶは、０．０６％以下、好ましくは０．０５％以下とする。
【００３２】
また鋼スラブは、さらにＮｉ：０．４％以下（０％を含まない）、Ｃｕ：０．５％以下（０％を含まない）、及びＭｏ：０．２％以下（０％を含まない）から選択される少なくとも１種を含有していてもよい。これらの元素は強度上昇に有効である。またＮｉやＣｕは、靭性向上にも有効である。Ｎｉの好ましい添加量は、０．０５％以上、さらに好ましくは０．１０％以上、特に０．１５％以上である。Ｃｕの好ましい添加量は、０．０５％以上、さらに好ましくは０．１０％以上、特に０．１５％以上である。Ｍｏの好ましい添加量は、０．０１％以上、さらに好ましくは０．０５％以上、特に０．１０％以上である。しかしＮｉ、Ｃｕ、又はＭｏを添加し過ぎると、コスト高になるだけでなく、溶接性が劣化する。従ってＮｉは、０．４％以下、好ましくは０．３％以下、さらに好ましくは０．２５％以下にする。Ｃｕは、０．５％以下、好ましくは０．４％以下、さらに好ましくは０．３％以下にする。Ｍｏは、０．２％以下、好ましくは０．１５％以下にする。
【００３３】
本発明で用いる鋼スラブは、炭素当量（Ｃｅｑ）、及び溶接割れ感受性組成（Ｐｃｍ）の観点からも成分制御されている。炭素当量（Ｃｅｑ）は溶接部の硬度と相関があり、下記式によって算出される。なお下記式は、ＪＩＳ  Ｇ  ０２０３に基づく。
Ｃｅｑ（％）＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４
（式中、Ｃ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、及びＶは、鋼スラブ中の各元素の含有量（質量％）を示す）
【００３４】
また溶接割れ感受性組成（Ｐｃｍ）は、溶接部の割れ発生と相関があり、下記式によって算出される。なお下記式は、ＷＥＳ  ３００９に基づく。
Ｐｃｍ（％）＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５×Ｂ
（式中、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、及びＢは、鋼スラブ中の各元素の含有量（質量％）を示す）
【００３５】
本発明の鋼スラブでは、前記Ｃｅｑ（％）が、０．５０以下（好ましくは０．４９以下）になり、かつ前記Ｐｃｍ（％）が、０．２８以下（好ましくは０．２７以下）になるように合金成分が抑制されている。そのため溶接部の硬化を抑制でき、割れを防止できる。
【００３６】
そして本発明の鋼スラブでは、下記式によって求まるＢＫ値（％）が０以上である点に大きな特徴がある。
ＢＫ（％）＝Ｂ−１１×（Ｎ−Ｔｉ／３．４）／１４
（式中、Ｂ、Ｎ、Ｔｉは鋼スラブ中の各元素の含有量（質量％）を示す）
【００３７】
前記ＢＫ値は、ＮをＴｉで固定した後の残ったフリーＮに対して、Ｂがどの程度余分に存在するかを示しており、ＢＫ値が０又は正の値のときは、固溶Ｂを確保できることを意味している。オフライン冷却では、ＡｌでＮを固定してフリーのＢを確保することができるが、オンライン冷却では、冷却前の段階でＡｌＮが不安定であってＢＮになることから、ＡｌによるＮの固定を期待することはできない。上記式は、オンライン冷却の場合には、ＴｉによるＮの固定化だけを期待し、残ったＮはＡｌで固定されるのではなくＢと結合してしまうものと覚悟し、そのような場合であってもフリーのＢ（固溶Ｂ）を確実に残すことを意図したものである。
【００３８】
図１は上記ＢＫ値に対する考え方を、実験的に示すグラフである。この図１は、板厚３０ｍｍに圧延した鋼板を空冷した場合に対する、空冷することなくオンラインで直接焼入れした場合の引張強度の上昇値ΔＴＳ（ＭＰａ）と、ＢＫ値との関係を示している。図１より明らかなように、ＢＫ値が負の値の場合、固溶Ｂが実質的に残っていないことからΔＴＳが低い値に留まっているのに対し、ＢＫ値が正の値になると急激にΔＴＳが向上することが判る。
【００３９】
ＢＫ値は大きいほどよく、好ましくは０．００１以上であり、引張強度を極めて大きくする場合には、０．００１５以上（特に０．００２０以上）にしてもよい。
【００４０】
本発明によれば上記のような適切な鋼スラブを用いているため、特別な装置を必要としない熱間圧延−オンライン冷却法であっても、安定して強度を高めることができる。なお強度を確実に所定値以上にするためには、製造条件を適切な範囲に設定する。
【００４１】
鋼スラブの加熱温度は、１０００〜１１７０℃である。加熱温度が低すぎると、熱間圧延終了温度、オンライン冷却開始温度なども低下してしまい、焼入れが不足する虞がある。また加熱温度が高すぎると、オーステナイト結晶粒が粗大化し、圧延後の靭性が劣化する。好ましい加熱温度は、１０５０〜１１００℃である。
【００４２】
加熱した鋼スラブは、熱間圧延する。熱間圧延の終了温度は、８５０〜９５０℃に設定する。熱間圧延終了温度が低すぎると、オーステナイト結晶粒が微細化するとともに、冷却開始温度が低下するため、強度が大きく低下する。一方、熱間圧延終了温度が高すぎると、オーステナイト結晶粒が粗大になり、靭性及び強度が不足する。
【００４３】
熱間圧延終了後は、オンラインで急冷し、組織の主体（例えば、面積率で５０％以上、好ましくは８０％以上、さらに好ましくは９５％以上）を下部ベイナイトやマルテンサイトなどの焼入れ組織にし、強度を確保する。
【００４４】
冷却開始温度は、所望の組織を得るために設定され、Ａr3点より高い温度（例えば、Ａr3点＋２０℃以上、好ましくはＡｒ3点＋４０℃以上）である。なおＡr3点は、下記式（鉄と鋼（１９８１）、第１４３頁）によって求まる。
Ａr3＝９１０−３１０×Ｃ−８０×Ｍｎ−２０×Ｃｕ−１５×Ｃｒ−５５×Ｎｉ−８０×Ｍｏ＋０．３５×（ｔ−８）
（式中、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｏは鋼中の各元素の含有量（質量％）を示す。ｔは板厚（ｍｍ）を示す）
【００４５】
冷却終了温度も所望の組織を得るために設定され、３００℃以下、好ましくは２００℃以下である。なお冷却終了温度の下限は特に限定されないが、通常、室温以上である。
【００４６】
冷却速度も所望の組織を得るために設定され、２℃／秒以上、好ましくは５℃／秒以上、さらに好ましくは１０℃／秒以上である。なお冷却速度が８０℃／秒を超えると、靭性が劣化する。従って冷却速度は、８０℃／秒以下、好ましくは７０℃／秒以下、さらに好ましくは５０℃／秒以下とする。
【００４７】
前記のようにしてオンラインで焼入れした鋼は、焼戻し処理して靭性を高める。焼戻し（再加熱）温度は、４５０℃以上、好ましくは４７０℃以上、さらに好ましくは４８０℃以上である。しかし焼戻し温度が高すぎると、強度が低下する。従って焼戻し温度は、５５０℃未満、好ましくは５４０℃以下、さらに好ましくは５３０℃以下とする。
【００４８】
以上のようにして得られる鋼板の降伏強さは、６００ＭＰａ以上、好ましくは６８０ＭＰａ以上であり、さらに好ましくは７００ＭＰａ以上であり、最も優れている場合には７５０ＭＰａ以上にできる場合もある。また引張強さは、７００ＭＰａ以上、好ましくは７８０ＭＰａ以上であり、さらに好ましくは８００ＭＰａ以上であり、最も優れている場合には８５０ＭＰａ以上にできる場合もある。降伏強さの上限は特に設定されないが、降伏強さ８００ＭＰａ未満の鋼板も本発明の鋼板に含まれる。また引張強さの上限も特に設定されないが、引張強さ９００ＭＰａ未満の鋼板も本発明に含まれる。
【００４９】
また以上のようにして得られる鋼板は、靭性や溶接性（耐溶接割れ）にも優れており、温度０℃でのｖノッチシャルピー吸収エネルギー（ｖＥ0）は、例えば、１００Ｊ以上、好ましくは１５０Ｊ以上、さらに好ましくは２００Ｊ以上である。なおｖＥ0の上限は特に設定されないが、ｖＥ0が３００Ｊ以下の鋼板も本発明に含まれる。
【００５０】
本発明の鋼板の板厚は、例えば、２５〜８０ｍｍ程度、好ましくは３０〜６０ｍｍ程度である。
【実施例】
【００５１】
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。
【００５２】
実験例１〜２４
表１に示す成分の鋼スラブＡ〜Ｏを、表２に示す条件で加熱し、熱間圧延した後、ただちに冷却し、焼戻しした。得られた鋼板の降伏強さ（ＹＳ）、引張強さ（ＴＳ）、シャルピー吸収エネルギー（ｖＥ0）を測定した。またＪＩＳ  Ｚ  ３１５８「ｙ形溶接割れ試験」に基づき、溶接入熱量１．８ｋＪ／ｍｍとして室温（２５℃）で溶接割れ試験を行い、ＪＩＳ規格通り５断面で割れを観察した。
【００５３】
詳細を下記表１〜２に示す。
【００５４】
【表１】
2008248359.tif 000002
【００５５】
【表２】
2008248359.tif 000003
【００５６】
実験例１、２（スラブＡ）、実験例１０（スラブＢ）、実験例１２〜１３（スラブＣ〜Ｄ）、実験例２１〜２４（スラブＬ〜〜Ｏ）は、いずれもスラブ組成が適切でありかつ製造条件も適切であるため、強度、靭性及び溶接性に優れた鋼板が得られた。
【００５７】
一方、実験例３〜９（スラブＡ）及び実験例１１（スラブＢ）は、スラブ組成は適切であるが、製造条件が不適切であるため、強度又は靭性が劣化した。また実験例１４〜２０は、製造条件は適切であるが、スラブ組成が不適切であるため、強度又は溶接性が劣化した。
【００５８】
実験例２５〜３９
表３に示す成分の鋼を以下の条件で熱間圧延し、オンラインで直接冷却した。得られた鋼板の引張強さ（ＴＳ１）を測定した。
加熱温度：１１００℃
圧延終了温度：８８０〜９３０℃
冷却開始温度：８２０〜８６０℃
冷却速度：３０℃／ｓ
冷却停止温度：２００℃以下
【００５９】
また冷却条件を空冷にする以外は、前記と同様にして鋼板を得た。得られた鋼板の引張強さ（ＴＳ２）を測定した。引張強さの差（ΔＴＳ＝ＴＳ１−ＴＳ２）を求め、ＢＫ値との関係を整理した。結果を図１に示す。図中、黒丸はＴｉを本発明の範囲で含んでいる例（Ｎｏ．２５〜３６）に対応し、白丸はＴｉが不足する例（Ｎｏ．３７〜３９）に対応する。
【００６０】
図１より明らかなように、Ｔｉが不足する例（白丸）では、ΔＴＳが大きくばらつく。これに対してＴｉを所定量以上添加した例（黒丸）では、ＢＫ値が０以上になると、急速にΔＴＳが安定して向上する。
【００６１】
【表３】
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【図面の簡単な説明】
【００６２】
【図１】図１は引張強度の上昇値ΔＴＳ（ＭＰａ）と、ＢＫ値との関係を示すグラフである。
【図１】
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