(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
鋼組成が、質量％で、
Ｃ：０．０３〜０．２０％、
Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、
Ｍｎ：０．８〜３．０％、
Ｐ：０．０２％以下、
Ｓ：０．００５０％以下、
Ａｌ：０．００５〜０．１％、
Ｎ：０．００７０％以下、
を含有し、下記（１）式で定義されるＣｅｑが０．３８〜０．５５％を満足し、残部が
Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、ミクロ組織が、フェライト相とベイナイト相主体
の母相であって、硬質相として、平均円相当径が１〜１０μｍ、かつ平均アスペクト比
が４．０以下の島状マルテンサイトを面積分率で３〜３０％を含むことを特徴とする降
伏強さ（ＹＰ）が６５０ＭＰａ以上、引張強さが７８０ＭＰａ以上、降伏比（ＹＲ）が
８０％以下の低降伏比高強度厚鋼板。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４   
（１）
但し、Ｃ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ：各元素の含有量（質量％）で含有しな
い元素は０とする。
【請求項２】
請求項１に記載した鋼組成からなる鋼片を、１０００〜１２５０℃に加熱し、８００℃以上の温度域において熱間圧延を終了後、Ａｒ３点以上の温度域から５〜６０℃／ｓの冷却速度でＡｒ３−４００℃〜Ａｒ３−１００℃の温度域まで冷却を行った後、一旦冷却を中断し、その後、Ａｃ１点以下の温度域まで０．５℃／ｓ以上の昇温速度で再加熱した後、空冷し、さらに、４００℃以上、Ａｃ１点以下で焼き戻すことを特徴とする降伏強さ（ＹＰ）が６５０ＭＰａ以上、引張強さが７８０ＭＰａ以上、降伏比（ＹＲ）が８０％以下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、橋梁、ラインパイプ、海洋構造物等に供して好適な、高強度、低降伏比および高靭性の特性を併せ持つ鋼板に係り、特に、降伏強さ（ＹＰ）が６５０ＭＰａ以上、降伏比（ＹＲ）が８０％以下の建築用高強度厚鋼板及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、使用される鋼材の厚肉化、高強度化が要望され、鋼構造物の安全性の観点からは、高い許容応力を有するとともに、降伏比を低減することが要求されている。
【０００３】
降伏比を低減すると、降伏点以上の応力が付加されても破壊までに許容される応力が大きくなり、また、一様伸びが大きくなるため、塑性変形能に優れた鋼材となる。
【０００４】
ラインパイプの場合、使用される鋼材の高強度化への要求が高く、それに伴い、ＵＯプレス加工時のスプリングバック、座屈等が問題となることから、これらを抑制する目的で降伏比の低い高張力鋼板が望まれている。
【０００５】
特に、引張強さが７８０ＭＰａを超える高張力鋼板では、強度確保のために合金を多量に添加することが一般的であるため、降伏比が上昇する傾向で、靭性も低下する。
【０００６】
従来、低降伏比高強度厚鋼板の製造プロセスとしては、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あるが、得られるミクロ組織は、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あり、フェライト相の体積分率によっては、７８０ＭＰａ以上の引張強度、６５０ＭＰａ以上の降伏強さ（ＹＰ）を安定して達成することが困難である。
【０００７】
一方、降伏比を考慮しない、７８０ＭＰａ級厚鋼板の製造プロセスは、圧延後、直ちにあるいは再加熱後、Ａｃ３点以上の温度域から比較的低温域まで焼入れるので、ミクロ組織がベイナイト相あるいはマルテンサイト相となり、８０％以下の降伏比とすることが難しい。
【０００８】
そのため、高強度、低降伏比を併せ持った厚鋼板が要望され、種々の提案がなされている。
【０００９】
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相域まで加熱して焼入れを行い、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。
【００１０】
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。
【００１１】
特許文献４には、圧延後、一定時間経過し、フェライトを析出させた後、焼入れを行う直接焼入れ法により、フェライト相＋マルテンサイト相の２相組織とし、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】
【００１２】
しかしながら、特許文献１、特許文献２および特許文献３に記載された技術は、煩雑な熱処理プロセスにより、製造コストが上昇することが懸念され、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しやすく、高強度化と低降伏比を安定的に得るために製造条件を調整する操業負荷が大きい。
【００１３】
そこで、本発明は、製造が容易で、安定した性能を備えた低降伏比高張力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】
【００１４】
本発明者らは、上記課題を達成するために、厚鋼板を対象に強度および降伏比に及ぼす各種要因のうち、従来、非常に脆く、母材の延性、靭性を低下させることから、低降伏比高強度厚鋼板の組織制御因子として、これまで積極的に利用されていない島状マルテンサイトに着目し．鋭意研究を行い、以下の知見を得た。
【００１５】
１  ７８０ＭＰａ級以上の引張強さと、６５０ＭＰａ以上の降伏強度および８０％以下の低降伏比を安定して達成するためには、適切に選定した鋼組成において炭素当量Ｃｅｑを０．３８〜０．５５％とし、ミクロ組織中の島状マルテンサイトの面積分率、粒径およびアスペクト比を適正に制御することが重要である。
【００１６】
２  上記成分組成の鋼素材に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冷却処理を施し、さらには、冷却停止後の昇温速度と再加熱温度を適正化した再加熱処理を実施することにより、所望のミクロ組織を得ることが可能である。
【００１７】
本発明は、得られた知見に、さらに検討を加えてなされたもので、すなわち、本発明は、
１．鋼組成が、質量％で、
Ｃ：０．０３〜０．２０％、
Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、
Ｍｎ：０．８〜３．０％、
Ｐ：０．０２％以下、
Ｓ：０．００５０％以下、
Ａｌ：０．００５〜０．１％、
Ｎ：０．００７０％以下、
を含有し、下記（１）式で定義されるＣｅｑが０．３８〜０．５５％を満足し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、ミクロ組織が、フェライト相とベイナイト相主体の母相であって、硬質相として、平均円相当径が１〜１０μｍ、かつ平均アスペクト比が４．０以下の島状マルテンサイトを面積分率で３〜３０％を含むことを特徴とする降伏強さ（ＹＰ）が６５０ＭＰａ以上、引張強さが７８０ＭＰａ以上、降伏比（ＹＲ）が８０％以下の低降伏比高強度厚鋼板。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４ （１）
但し、Ｃ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ：各元素の含有量（質量％）で含有しない元素は０とする。
【００１８】
２．１に記載した鋼組成からなる鋼片を、１０００〜１２５０℃に加熱し、８００℃以上の温度域において熱間圧延を終了後、Ａｒ３点以上の温度域から５〜６０℃／ｓの冷却速度でＡｒ３−４００℃〜Ａｒ３−１００℃の温度域まで冷却を行った後、一旦冷却を中断し、その後、Ａｃ１点以下の温度域まで０．５℃／ｓ以上の昇温速度で再加熱した後、空冷し、さらに、４００℃以上、Ａｃ１点以下で焼き戻すことを特徴とする降伏強さ（ＹＰ）が６５０ＭＰａ以上、引張強さが７８０ＭＰａ以上、降伏比（ＹＲ）が８０％以下の低降伏比高強度厚鋼板の製造方法。
【発明の効果】
【００２１】
本発明によれば、引張強さが７８０ＭＰａ級以上で、降伏強さ（ＹＰ）が６５０ＭＰａ以上および８０％以下の低降伏比を有する厚鋼板を、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】
【００２２】
本発明ではミクロ組織と成分組成を規定する。
ミクロ組織
平均円相当径が１〜１０μｍ、かつ平均アスペクト比が４．０以下の島状マルテンサイトを面積分率で３〜３０％含む組織とする。
本発明ではミクロ組織を、フェライト相とベイナイト相主体の母相であって、硬質相として、島状マルテンサイトを含むものとする。
【００２３】
島状マルテンサイトは転位密度が非常に高く、またＣの濃縮により、母相と比べて非常に硬い相であるために、ＴＳが向上するとともに、多量に導入された可動転位がＹＳの上昇を抑制することにより、高強度と低降伏比の両立に有効である。
【００２４】
島状マルテンサイトの体積分率が３％未満では、上記のような、高強度化と低降伏比化の効果が得られず、一方、３０％を超えると母材の延性、靭性が劣化する．このため、面積分率は３〜３０％の範囲に限定する．なお、好ましくは、５〜２０％である。
【００２５】
島状マルテンサイトの平均円相当径が１μｍ未満では、上記のような、高強度と低降伏比の効果が得られず、一方、１０μｍを超えると母材の靭性が劣化する。このため、平均円相当径は１〜１０μｍの範囲に限定する。なお、好ましくは、３〜８μｍである。
【００２６】
島状マルテンサイトの平均アスペクト比は、高くなると母材靭性が劣化するため、可能なかぎり低くすることが望ましい。平均アスペクト比が４．０を超えると、この傾向が顕著となるため、上限とした。
【００２７】
尚、島状マルテンサイトは、試料にレペラ腐食（ＪＯＵＲＮＡＬ  ＯＦ  ＭＥＴＡＬＳ、Ｍａｒｃｈ、１９８０、ｐ．３８−３９）を実施して倍率１０００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１０００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た。
【００２８】
なお、島状マルテンサイトを除く母相は、実質的にベイナイト相とフェライト相の混合組織が主体組織で、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するため、面積分率は少ない方が良い。
【００２９】
但し、パーライトおよびセメンタイト等の組織が面積分率で１５％以下の場合には影響が無視できるため含有してもよい。強度確保の観点から、ベイナイト相の面積分率は６０％以上であることが好ましい。
【００３０】
成分組成
説明において％は質量％を意味するものとする。
Ｃ：０．０３〜０．２０％
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、また、上記した島状マルテンサイトを得るためには、０．０３％以上の含有を必要とする。
【００３１】
一方、０．２０％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ため、０．０３〜０．２０％の範囲に限定する。好ましくは、０．０５〜０．１５％である。
【００３２】
Ｓｉ：０．０５〜０．５０％
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、０．５０％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ため、０．０５〜０．５０％の範囲に限定する。好ましくは、０．０５〜０．３５％である。
【００３３】
Ｍｎ：０．８〜３．０％
Ｍｎは、鋼の強度を増加させる効果を有しており、本発明では、引張強度７８０ＭＰａ級以上を確保するためには、０．８％以上の含有を必要とする。一方、３．０％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ため、０．８〜３．０％の範囲に限定する。好ましくは、１．０〜２．５％である。
【００３４】
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あり、特に溶接部の靭性を劣化させるので、可能なかぎり低減することが望ましい。０．０２％を超えて含有されると、この傾向が顕著となるため、上限とした。尚、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、０．００５％以上とすることが望ましい。
【００３５】
Ｓ：０．００５０％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。０．００５０％を超えて含有されると、この傾向が顕著となるため、上限とした。
【００３６】
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が、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％以下に限定した。尚、このような効果はＡｌ：０．００５％以上の含有で認められ、好ましくは、０．０１〜０．０７％である。
【００３７】
Ｎ：０．００７０％以下
Ｎは不可避的不純物として鋼中に含まれ、０．００７０％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ため、０．００７０％以下に限定する。
【００３８】
Ｃｅｑ：０．３８〜０．５５％
本発明では、上記した成分範囲内において（１）式で定義される炭素当量Ｃｅｑが０．３８〜０．５５％となるように、上述した成分組成の範囲内で含有量を調整する。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４                  （１）
但し、Ｃ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ：各元素の含有量（質量％）で、含有しないものは０とする。
【００３９】
Ｃｅｑが０．３８％未満では、圧延、加速冷却時の焼入れ性が不足し、上記の組織要件を満足せず、所望の引張強さ７８０ＭＰａ級以上で６５０ＭＰａ以上の降伏強さ（ＹＰ）を確保できず、あるいは加速冷却および再加熱後に島状マルテンサイトが生成せず、所望の降伏比８０％以下が確保できない。
【００４０】
一方、Ｃｅｑが０．５５％を超えると、圧延、冷却後の母材靭性、および溶接部靭性が著しく劣化するため、０．３８〜０．５５％の範囲に限定した。
【００４１】
本発明では、上記した基本成分系に加えて、必要に応じ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ、Ｂ、Ｃａ、ＲＥＭ、Ｍｇの１種または２種以上を含有することができる。
【００４２】
Ｃｕ：０．１〜１．０％、Ｎｉ：０．１〜２．０％の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り、必要に応じ選択して含有できる。
【００４３】
添加する場合は、Ｃｕは０．１％以上含有することが好ましいが、含有量が１．０％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ため、０．１〜１．０％とする。尚、好ましくは、０．２〜０．７％である。
【００４４】
Ｎｉは、添加する場合は、０．１％以上含有することが好ましいが、２．０％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ため、０．１〜２．０％に限定した。尚、好ましくは０．２〜１．７％である。
【００４５】
Ｃｒ：１．０％以下、Ｍｏ：１．０％以下、Ｎｂ：０．１％以下、Ｖ：０．２％以下、Ｔｉ：０．０３％以下、Ｂ：０．００５％以下の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り、所望する強度に応じて適宜含有できる。
【００４６】
Ｃｒは、添加する場合、０．０５％以上含有することが好ましいが、１．０％を超える含有は、ＨＡＺ靭性を劣化させるため、１．０％以下に限定することが望ましい。
【００４７】
Ｍｏは、添加する場合、０．０５％以上含有することが好ましいが、１．０％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ため、１．０％以下に限定することが望ましい。
【００４８】
Ｎｂは、添加する場合、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靭性を劣化させるため、０．１％以下に限定することが望ましい。
【００４９】
Ｖは、添加する場合、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靭性を劣化させるため、０．２％以下に限定することが望ましい。
【００５０】
Ｔｉは、添加する場合、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。
【００５１】
一方、０．０３％を超えて含有すると、母材靭性を劣化させるため、０．０３％以下に限定することが望ましい。
【００５２】
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が、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ため、含有させる場合は０．００５％以下に限定した。なお、好ましくは、０．０００３〜０．００２％である。
【００５３】
Ｃａ：０．００５％以下、ＲＥＭ：０．０２％以下およびＭｇ：０．００５％以下の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り、所望する特性に応じて選択して含有できる。
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、含有させる場合、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％を上限とした。
【００５４】
ＲＥＭは、含有させる場合、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％を上限とした。
【００５５】
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％を上限とした。
【００５６】
上記した成分以外の残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物である。
【００５７】
次に、製造方法について説明する。尚、温度は板厚１／２ｔ部の温度とする。
【００５８】
１０００℃〜１２５０℃加熱
上述した組成の溶鋼を、転炉、電気炉、真空溶解炉等、定法で溶製し、得られた鋼素材を１０００℃〜１２５０℃に再加熱する。
【００５９】
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なくなることから、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。
【００６０】
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。このため、鋼素材の再加熱温度は１０００〜１２５０℃の範囲とするのが好ましい。
【００６１】
熱間圧延
再加熱された鋼素材は、所定の板厚になるまで、圧延終了温度を８００℃以上となる熱間圧延を施す。熱間圧延条件は、圧延終了温度を８００℃以上とする以外には、所定の板厚および形状を満足できればよく、その条件はとくに限定されない。
【００６２】
尚、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望ましい。
圧延終了温度が８００℃未満では、変形抵抗が高くなりすぎて、圧延荷重が増大し、圧延機への負担が大きくなる。
【００６３】
また、厚肉材を８００℃未満まで圧延温度を低下させるためには、圧延途中で待機する必要で、生産性を大きく阻害する。このため、圧延終了温度を８００℃以上とした。
【００６４】
冷却条件
圧延終了後、得られた厚鋼板は、Ａｒ３点以上の温度域から５〜６０℃／ｓの平均冷却速度で、Ａｒ３−４００℃〜Ａｒ３−１００℃まで冷却する。
【００６５】
冷却停止温度は、本発明の製造方法において、特に重要な制御因子であり、冷却停止温度がＡｒ３−４００℃よりも低くなると、冷却停止時にはベイナイト変態が完了し残留オーステナイトが存在せず、その後の再加熱、空冷時に、残留オーステナイトからの島状マ
ルテンサイトの生成がなく、所望の降伏比８０％以下を満足することができない。
【００６６】
一方、冷却後の冷却停止温度がＡｒ３−１００℃よりも高くなると、冷却停止時にはベイナイト変態が進行せず、残留オーステナイトへのＣの拡散が進行しないために、島状マルテンサイトが生成せず、所望の引張強さ７８０ＭＰａ級以上で６５０ＭＰａ以上の降伏
強さ（ＹＰ）および降伏比８０％以下を満足することができない。
【００６７】
また、圧延終了後の冷却速度が５℃／ｓ未満では、加速冷却後のミクロ組織がフェライト主体組織となるため、所望の引張強さ７８０ＭＰａ級以上で６５０ＭＰａ以上の降伏強さ（ＹＰ）を確保できなくなる。
【００６８】
一方、冷却速度が６０℃／ｓを超えると、鋼板位置による温度制御が困難となり、材質
ばらつきが生じる。
【００６９】
加速冷却終了後の厚鋼板は、一旦冷却を中断し、Ａｃ１点以下の温度域まで０．５℃／ｓ以上の昇温速度で再加熱した後、空冷する。
【００７０】
昇温速度が０．５℃／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し、またパーライト変態が生じるために島状マルテンサイトが生成せず、所望の降伏比８０％以下を満足することができない。
【００７１】
また、再加熱温度がＡｃ１点以上になるとベイナイトの軟化により、所望の引張強さ７８０ＭＰａ級以上で６５０ＭＰａ以上の降伏強さ（ＹＰ）を満足することができなくなる。
【００７２】
再加熱温度は、残留オーステナイトへのＣの拡散を進行させるため、冷却停止温度より１００℃以上昇温することが望ましい。
【００７３】
尚、再加熱後の保持時間は、生産性を阻害しないように、好ましくは、保持時間１５ｍｉｎ．以下とする。再加熱の手段として、雰囲気炉加熱、ガス炎、誘導加熱等が利用できるが、経済性、制御性等を考慮すると、誘導加熱が好ましい。
【００７４】
上記した、圧延後の冷却速度が５〜６０℃／ｓの平均冷却速度範囲で、かつ加速冷却停止温度がＡｒ３−４００℃〜Ａｒ３−１００℃の範囲を満足することにより、加速冷却直後に、ベイナイト主体組織中に、残留オーステナイトが微細に分散したミクロ組織が得られる。
【００７５】
さらに、その後の０．５℃／ｓ以上の昇温速度でＡｃ１点以下までの再加熱、空冷により、微細に分散した残留オーステナイトにＣが拡散して島状マルテンサイトが生成され、目的とするミクロ組織が達成され、引張り強さ７８０ＭＰａ級以上の高強度で６５０ＭＰａ以上の降伏強さ（ＹＰ）と８０％以下の低降伏比が両立される。
【００７６】
尚、Ａｒ３点は化学組成との相関が認められ、一例として（２）式が利用できる。
Ａｒ３＝８６８−３９６Ｃ＋２５Ｓｉ−６８Ｍｎ−２１Ｃｕ−３６Ｎｉ−２５Ｃｒ−３０Ｍｏ               （２）
（ただし、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ：各合金元素の含有量（質量％））。
【００７７】
また、Ａｃ１点も化学組成との相関が認められ、一例として（３）式が利用できる。
Ａｃ１＝７５１−２７Ｃ＋１８Ｓｉ−１２Ｍｎ−２３Ｃｕ−２３Ｎｉ＋２４Ｃｒ＋２３Ｍｏ−４０Ｖ−６Ｔｉ＋２３３Ｎｂ−１６９Ａｌ−８９５Ｂ  （３）
（ただし、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ａｌ、Ｂ：各合金元素の含有量（質量％））。
【００７８】
本発明では、鋼板を室温まで冷却した後、再加熱、焼もどし処理を施してもよい。焼もどし工程では、４００℃以上Ａｃ１点以下の焼もどし処理により、靭性を向上させることが可能である。
【００７９】
焼もどし処理後のミクロ組織として、硬質相は焼もどされた島状マルテンサイトとなるが、母相よりも十分に硬度が高ければ、高強度と低降伏比を両立させる効果を得ることができる。
【００８０】
このような効果を得るためには、焼もどし温度を４００℃以上とする必要があるが、  Ａｃ１点を超えると強度低下を招くため、焼もどし処理は、４００℃〜Ａｃ１点で行うことが望ましい。
【００８１】
上記した組成の鋼素材を用いて、上記した条件の熱間圧延、冷却および再加熱、空冷を施すことにより、島状マルテンサイトを分散して生成させることが可能で、引張強さ７８０ＭＰａ級以上で６５０ＭＰａ以上の降伏強さ（ＹＰ）および降伏比８０％以下を兼備する低降伏比高強度鋼板を容易に製造することができる．
【実施例】
【００８２】
転炉−取鍋精錬−連続鋳造法で、調製された鋼素材を、熱間圧延−加速冷却−再加熱−空冷、さらには焼もどしにより種々の板厚の厚鋼板とした。
【００８３】
表１に鋼素材の成分組成を、表２に製造条件と鋼板の板厚を示す。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、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４１（１９９８年）の既定に準拠して引張試験を実施し、引張特性を調査した。
【００８４】
また、得られた各厚鋼板の板厚１／２位置から、ＪＩＳ  Ｚ  ２２０２（１９９８年）の規定に準拠してＶノッチ試験片を採取し、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４２（１９９８年）の規定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）を求め、母材靭性を評価した。
【００８５】
得られた結果を表３に示す。本発明例は、いずれも、引張強さ７８０ＭＰａ以上で６５０ＭＰａ以上の降伏強さ（ＹＰ）および降伏比８０％以下、０℃での吸収エネルギー  ｖＥｏ＞１００Ｊの高強度、低降伏比で、高靭性の母材特性を有する。
【００８６】
一方、本発明の範囲を外れる比較例は、母材強度、降伏比、母材靭性のうち、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。
【００８７】
【表１】
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【００８８】
【表２】
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【００８９】
【表３】
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