(57)【要約】【課題】多量の合金元素等を添加して素材コストを上昇させることなく、高製造効率、低コストで製造できる、溶接熱影響部靭性に優れた低降伏比高強度鋼板及びその製造方法を提供すること。【解決手段】質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１％、Ｓｉ：０．０１〜０.５％、Ｍｎ：１．２〜２．５％、Ｍｏ：０．０５〜０．４％、Ｔｉ：０．００８〜０．０２５％、Ｎ:０．００４〜０．００７％、Ａｌ：０．０８％以下を含有し、残部が実質的にＦｅからなり、Ｔｉ量とＮ量との比であるＴｉ／Ｎが２〜４であり、原子％でのＣ量とＭｏ、Ｔｉの合計量との比であるＣ／(Ｍｏ＋Ｔｉ)が１．２〜３であり、金属組織が実質的にフェライトとベイナイトと島状マルテンサイトとの３相組織であり、島状マルテンサイトの面積分率が３〜２０％であることを特徴とする溶接熱影響部靭性に優れた低降伏比高強度鋼板を用いる。【選択図】図１
2005060835.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１％、Ｓｉ：０．０１〜０.５％、Ｍｎ：１．２〜２．５％、Ｍｏ：０．０５〜０．４％、Ｔｉ：０．００８〜０．０２５％、Ｎ:０．００４〜０．００７％、Ａｌ：０．０８％以下を含有し、残部が実質的にＦｅからなり、Ｔｉ量とＮ量との比であるＴｉ／Ｎが２〜４であり、原子％でのＣ量とＭｏ、Ｔｉの合計量との比であるＣ／(Ｍｏ＋Ｔｉ)が１．２〜３であり、金属組織が実質的にフェライトとベイナイトと島状マルテンサイトとの３相組織であり、島状マルテンサイトの面積分率が３〜２０％であることを特徴とする溶接熱影響部靭性に優れた低降伏比高強度鋼板。
【請求項２】
さらに、質量％で、Ｎｂ：０．００５〜０．０７％および／またはＶ：０．００５〜０．１％を含有し、原子％でのＣ量とＭｏ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの合計量との比であるＣ／(Ｍｏ＋Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｖ)が１．２〜３であることを特徴とする請求項１に記載の溶接熱影響部靭性に優れた低降伏比高強度鋼板。
【請求項３】
質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１％、Ｓｉ：０．０１〜０．５％、Ｍｎ：１．２〜２．５％、Ｔｉ：０．００８〜０．０２５％、Ｎ:０．００４〜０．００７％、Ａｌ：０．０８％以下を含有し、Ｎｂ：０．００５〜０．０７％および／またはＶ：０．００５〜０．１％を含有し、残部が実質的にＦｅからなり、かつＴｉ量とＮ量との比であるＴｉ／Ｎが２〜４であり、原子％でのＣ量とＮｂ、Ｖの合計量との比であるＣ／(Ｎｂ＋Ｖ)が１．２〜６であり、金属組織が実質的にフェライトとベイナイトと島状マルテンサイトとの３相組織であり、島状マルテンサイトの面積分率が３〜２０％であることを特徴とする溶接熱影響部靭性に優れた低降伏比高強度鋼板。
【請求項４】
さらに、質量％で、Ｃａ：０．００１〜０．００３％を含有し、不純物として含有されるＯ、ＳがＯ：０．００３％以下、Ｓ：０．００５％以下であり、かつＣａ、Ｏ、Ｓの含有量が下記（ａ）式を満たすことを特徴とする請求項１ないし請求項３のいずれかに記載の溶接熱影響部靱性に優れた低降伏比高強度鋼板。
０．４≦（１−１３０×[Ｏ]）×[Ｃａ]／（１．２５×[Ｓ]）≦０．８  …（ａ）
但し、（ａ）式の元素記号は各含有元素の質量％を示す。
【請求項５】
さらに、質量％で、Ｃｕ：０．５％以下、Ｎｉ：０．５％以下、Ｃｒ：０．５％以下、Ｂ：０．００５％以下の中から選ばれる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ないし請求項４のいずれかに記載の溶接熱影響部靭性に優れた低降伏比高強度鋼板。
【請求項６】
請求項１ないし請求項５のいずれかに記載の成分組成を有する鋼を、１０００〜１３００℃の温度に加熱し、Ａｒ３温度以上の圧延終了温度で熱間圧延した後、５℃／ｓ以上の冷却速度で４５０〜６５０℃まで加速冷却を行い、その後直ちに０．５℃／ｓ以上の昇温速度で５５０〜７５０℃まで再加熱を行うことを特徴とする、溶接熱影響部靭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、建築、海洋構造物、ラインパイプ、造船、土木、建設機械等の分野での使用に好適な、溶接部も含めて高靱性を要求される、溶接熱影響部靭性に優れた低降伏比高強度鋼板とその製造方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
近年、溶接構造用鋼材においては、高強度、高靱性に加え、耐震性の観点から低降伏比化も要求されている。一般に、鋼材の金属組織を、フェライトの様な軟質相の中に、ベイナイトやマルテンサイトなどの硬質相が適度に分散した組織にすることで、鋼材の低降伏比化が可能であることが知られている。
【０００３】
上記のような軟質相の中に硬質相が適度に分散した組織を得る製造方法として、焼入れ（Ｑ）と焼戻し（Ｔ）の中間に、フェライトとオーステナイトの２相域からの焼き入れ（Ｑ’）を施す熱処理方法が知られている（例えば、特許文献１参照。）。この熱処理方法では、Ｑ’温度を適当に選択することにより、低降伏比化が達成可能であるが、熱処理工程数が増加するため、生産性の低下、製造コストの増加を招く。
【０００４】
製造工程が増加することがない方法として、Ａｒ３温度以上で圧延終了後、鋼材の温度がフェライトが生成するＡｒ３変態点以下になるまで加速冷却の開始を遅らせる方法が開示されている（例えば、特許文献２参照。）。しかし、圧延終了から加速冷却開始までの温度域を放冷程度の冷却速度で冷却する必要があるため、生産性が極端に低下する。
【０００５】
特許文献１、特許文献２に開示されている様な複雑な熱処理を行わずに低降伏比化を達成する技術として、Ａｒ３変態点以上で鋼材の圧延を終了し、その後の加速冷却速度と冷却停止温度を制御することで、針状フェライトとマルテンサイトの２相組織とし、低降伏比化を達成する方法が知られている（例えば特許文献３参照。）。
【特許文献１】特開昭５５−９７４２５号公報
【特許文献２】特開昭５５−４１９２７号公報
【特許文献３】特開平１−１７６０２７号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００６】
しかし、特許文献３に記載の技術では、その実施例が示すように、引張強さで５９０Ｎ／ｍｍ２（６０ｋｇ／ｍｍ２）級の鋼材とするために鋼材の炭素含有量を高めるか、あるいはその他の合金元素の添加量を増やした成分組成とする必要があるため、素材コストの上昇を招くだけでなく、溶接熱影響部靭性の劣化が問題となる。
【０００７】
このように従来の技術では、生産性を低下させることなく、または素材コストを上昇させることなく、低降伏比高強度高靱性鋼板を製造することは困難である。
【０００８】
したがって本発明の目的は、このような従来技術の課題を解決し、多量の合金元素等を添加して素材コストを上昇させることなく、高製造効率、低コストで製造できる、溶接熱影響部靭性に優れた低降伏比高強度鋼板及びそ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】
【０００９】
このような課題を解決するための本発明の特徴は以下の通りである。
（１）、質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１％、Ｓｉ：０．０１〜０.５％、Ｍｎ：１．２〜２．５％、Ｍｏ：０．０５〜０．４％、Ｔｉ：０．００８〜０．０２５％、Ｎ:０．００４〜０．００７％、Ａｌ：０．０８％以下を含有し、残部が実質的にＦｅからなり、Ｔｉ量とＮ量との比であるＴｉ／Ｎが２〜４であり、原子％でのＣ量とＭｏ、Ｔｉの合計量との比であるＣ／(Ｍｏ＋Ｔｉ)が１．２〜３であり、金属組織が実質的にフェライトとベイナイトと島状マルテンサイトとの３相組織であり、島状マルテンサイトの面積分率が３〜２０％であることを特徴とする溶接熱影響部靭性に優れた低降伏比高強度鋼板。
（２）、さらに、質量％で、Ｎｂ：０．００５〜０．０７％および／またはＶ：０．００５〜０．１％を含有し、原子％でのＣ量とＭｏ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの合計量との比であるＣ／(Ｍｏ＋Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｖ)が１．２〜３であることを特徴とする（１）に記載の溶接熱影響部靭性に優れた低降伏比高強度鋼板。
（３）、質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１％、Ｓｉ：０．０１〜０．５％、Ｍｎ：１．２〜２．５％、Ｔｉ：０．００８〜０．０２５％、Ｎ:０．００４〜０．００７％、Ａｌ：０．０８％以下を含有し、Ｎｂ：０．００５〜０．０７％および／またはＶ：０．００５〜０．１％を含有し、残部が実質的にＦｅからなり、かつＴｉ量とＮ量との比であるＴｉ／Ｎが２〜４であり、原子％でのＣ量とＮｂ、Ｖの合計量との比であるＣ／(Ｎｂ＋Ｖ)が１．２〜６であり、金属組織が実質的にフェライトとベイナイトと島状マルテンサイトとの３相組織であり、島状マルテンサイトの面積分率が３〜２０％であることを特徴とする溶接熱影響部靭性に優れた低降伏比高強度鋼板。
（４）、さらに、質量％で、Ｃａ：０．００１〜０．００３％を含有し、不純物として含有されるＯ、ＳがＯ：０．００３％以下、Ｓ：０．００５％以下であり、かつＣａ、Ｏ、Ｓの含有量が下記（ａ）式を満たすことを特徴とする（１）ないし（３）のいずれかに記載の溶接熱影響部靱性に優れた低降伏比高強度鋼板。
０．４≦（１−１３０×[Ｏ]）×[Ｃａ]／（１．２５×[Ｓ]）≦０．８  …（ａ）
但し、（ａ）式の元素記号は各含有元素の質量％を示す。
（５）、さらに、質量％で、Ｃｕ：０．５％以下、Ｎｉ：０．５％以下、Ｃｒ：０．５％以下、Ｂ：０．００５％以下の中から選ばれる１種又は２種以上を含有することを特徴とする（１）ないし（４）のいずれかに記載の溶接熱影響部靭性に優れた低降伏比高強度鋼板。
（６）、（１）ないし（５）のいずれかに記載の成分組成を有する鋼を、１０００〜１３００℃の温度に加熱し、Ａｒ３温度以上の圧延終了温度で熱間圧延した後、５℃／ｓ以上の冷却速度で４５０〜６５０℃まで加速冷却を行い、その後直ちに０．５℃／ｓ以上の昇温速度で５５０〜７５０℃まで再加熱を行うことを特徴とする、溶接熱影響部靭性に優れた低降伏比高強度鋼板の製造方法。
【発明の効果】
【００１０】
本発明によれば、溶接熱影響部靱性に優れた低降伏比高強度鋼板を、多量の合金元素を添加することなく、低コストで製造することができる。このため建築、海洋構造物、ラインパイプ、造船、土木、建設機械等の溶接構造物に使用する鋼板を、安価で大量に安定して製造することができ、生産性および経済性を著しく高めることができる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１１】
本発明者らは前記課題を解決するために、まず、鋼の溶接熱影響部の細粒化に関して種々の検討を行った結果、多量のＴｉおよびＮを添加することにより、鋼の鋳造過程で生成するＴｉＮの固溶温度が上昇し、かつ添加ＴｉとＮの比をある範囲に制御することによって上記凝固過程でＴｉＮが微細分散し、その結果溶接熱影響部の組織の粗大化を抑制しうること、さらに、鋼中不純物であるＯ、Ｓ量に応じて適切なＣａ添加を行うことで、上記細粒化に加えて、細かい粒界フェライト生成が促進され、鋼の合金設計によらず一定の溶接部靭性向上効果が得られることを見出した。
【００１２】
さらに、鋼板の製造方法、特に制御圧延後の加速冷却とその後の再加熱という製造プロセスについて鋭意検討した結果、以下の（Ａ）〜（Ｃ）の知見を得た。
【００１３】
（Ａ）、加速冷却過程でベイナイト変態途中すなわち未変態オーステナイトが存在する温度領域で冷却を停止し、その後直ちにベイナイト変態終了温度（以下Ｂｆ点と記載する。）以上から再加熱を行うことにより、鋼板の金属組織を、フェライト、ベイナイトの混合相中に硬質相である島状マルテンサイト（以下ＭＡと記載する。）が均一に生成した３相組織となり、低降伏比化が可能である。ＭＡは、たとえば３％ナイタール溶液（nitral:硝酸アルコール溶液）でエッチング後、電解エッチングして観察すると、容易に識別可能である。図１、２は走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）で鋼板のミクロ組織を観察した場合の写真であるが、ＭＡは白く浮き立った部分として観測され、フェライト、ベイナイトの混合組織にＭＡが均一に生成している様子が確認できる。
【００１４】
（Ｂ）、本プロセスを用いることで、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が得られるため、合金元素が少ない低成分系の鋼においても高強度化が可能になる。そして、Ｍｏ、Ｔｉを含有する鋼を用いることで、極めて微細なＭｏと、Ｔｉとの複合炭化物の分散析出が得られ、また、ＮｂやＶを複合添加する場合でも、Ｔｉ、ＭｏとＮｂおよび／またはＶを含む複合炭化物を分散析出させることによってフェライト相の高強度化が達成できる（第一の実施形態として以下に記載）。また、Ｎｂ、Ｖを含有する鋼を用いることで、凝固段階で生成した微細ＴｉＮを核として極めて微細なＮｂ、Ｖを含有する複合炭窒化物を分散析出させることによってフェライト相の高強度化が達成できる（第二の実施形態として以下に記載）。
【００１５】
（Ｃ）、上記（Ａ）、（Ｂ）の効果は、Ｍｎ等の焼入性向上元素を添加しＭＡの生成を促進すると共に、Ｔｉ、Ｎの制御とＭｏ、Ｔｉ等の炭化物形成元素を添加した鋼や、Ｔｉ、Ｎの制御とＮｂ、Ｖ等の炭化物形成元素を添加した鋼を用いることで得られる。
【００１６】
本発明は上記の知見により得られたもので、まず溶接熱影響部細粒化のためのＴｉ、Ｎ添加あるいはさらにＣａ添加と、圧延後の加速冷却によって生成したベイナイト相と、その後の再加熱によって生じるＴｉ、Ｍｏを基本として含有する析出物や、微細ＴｉＮを核として生じるＮｂ、Ｖを含有する析出物が分散析出したフェライト相と、硬質相であるＭＡが均一に生成した３相組織を有する低降伏比高強度鋼板に関するものである。溶接熱影響部組織を、Ｔｉ窒化物の均一分散による粗大化抑制と、さらにフェライト変態の核生成を促進するＣａ−Ｍｎ複合酸硫化物により細粒フェライト−ベイナイト組織とすることで、大幅に靱性を向上させることができる。
【００１７】
まず、本発明の鋼板の組織について説明する。
【００１８】
本発明では、フェライト相、ベイナイト相に硬質相であるＭＡが均一に生成した組織とすることで、低降伏比化を達成している。本発明における、ＭＡ生成のメカニズムは以下の通りである。まず、加速冷却をベイナイト変態途中すなわち未変態オーステナイトが存在する温度域で終了し、その後に再加熱を行うことで未変態オーステナイトからのフェライト変態を生じるが、その際にＣが未変態オーステナイトに排出されるため、フェライト変態が進行するに従ってオーステナイト中のＣ量が増加する。このとき、焼き入れ性を高め、オーステナイト安定化元素である、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ等が一定以上含有されていると、再加熱終了時でもＣが濃縮した未変態オーステナイトが残存し、その後の冷却でＭＡへと変態するものである。本発明では、ベイナイト変態途中で加速冷却を停止し、その後連続的に再加熱を行うことで、製造効率を低下させることなく硬質相であるＭＡを生成させることができ、硬質相を含んだ複合組織である３相組織とすることで低降伏比が達成できる。３相組織中のＭＡの割合は、ＭＡの面積分率（鋼板の任意の断面におけるＭＡの面積の割合）で、３〜２０％とすることが望ましい。ＭＡの面積分率が３％未満では低降伏比化を達成するには不十分であり、また２０％を超えると母材靱性を劣化させる場合がある。また、低降伏比化および母材靭性の観点から、ＭＡの面積分率は５〜１５％とすることが特に望ましい。なお、ＭＡの面積分率は、例えばＳＥＭ観察により得られたミクロ組織を画像処理することによってＭＡの占める面積率を求めることで得ることができる。また、ＭＡが粗大であると破壊の起点となり母材靭性を劣化させるため、ＭＡの平均粒径は、１０μｍ以下であることが望ましい。なお、ＭＡの平均粒径は、ＳＥＭ観察により得られたミクロ組織を画像処理し、個々のＭＡと同じ面積の円の直径を個々のＭＡについて求め、それらの直径の平均値として求めることができる。
【００１９】
また、高強度化を達成するために、加速冷却時のベイナイト変態による変態強化と、加速冷却後に再加熱してフェライト中に析出する微細析出物による析出強化を複合して活用することにより、合金元素を多量に添加することなく高強度化を達成することができる。フェライト相は延性に富んでおり、一般的には軟質であるが、本発明では以下に述べる微細な析出物により高強度化する。合金元素を多量に添加しない場合には、加速冷却で得られるベイナイト単相組織だけでは強度不足であるが、析出強化されたフェライト相により十分な強度を有するものとなる。析出強化を活用した鋼板では一般的に高降伏比となるが、本発明では他相と硬度差の大きなＭＡを均一に生成させることにより低降伏比化を実現している。
【００２０】
なお、金属組織が、実質的にフェライトとベイナイトとＭＡとの３相組織からなるとは、本発明の作用効果を無くさない限り、フェライト、ベイナイトおよびＭＡ以外の組織を含有するものが、本発明の範囲に含まれることを意味する。
【００２１】
フェライトとベイナイトとＭＡとの３相組織に、パーライトなどの異なる金属組織が１種または２種以上混在する場合は、強度が低下するため、フェライト相、ベイナイト相およびＭＡ以外の組織分率は少ない程良い。しかし、フェライト相、ベイナイト相およびＭＡ以外の組織の体積分率が低い場合は影響が無視できるため、トータルの体積分率で３％未満の他の金属組織を、すなわちパーライトやセメンタイト等を１種または２種以上含有してもよい。また、強度確保の観点からフェライトの体積分率を５％以上に、母材の靭性確保の観点からベイナイトの体積分率を１０％以上にする事が望ましい。
【００２２】
次に、上記のフェライト相内に析出する微細な析出物について説明する。
【００２３】
第1の実施形態における本発明の鋼板では、フェライト相中のＭｏとＴｉとを基本として含有する析出物による析出強化を利用している。Ｍｏ及びＴｉは鋼中で炭化物を形成する元素であり、ＭｏＣ、ＴｉＣの析出により鋼を強化することは従来行われているが、本発明ではＭｏとＴｉを複合添加して、ＭｏとＴｉとを基本として含有する複合炭化物を鋼中に微細に分散析出させることにより、ＭｏＣまたはＴｉＣの析出強化の場合に比べて、より大きな強度向上効果が得られることが特徴である。この従来にない大きな強度向上効果は、ＭｏとＴｉとを基本として含有する複合炭化物が安定でかつ成長速度が遅いので、粒径が１０nm未満の極めて微細な析出物が得られることによるものである。
【００２４】
ＭｏとＴｉとを基本として含有する複合炭化物は、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｃのみで構成される場合は、ＭｏとＴｉの合計とＣとが原子比で１：１の付近で化合しているものであり、高強度化に非常に効果がある。本発明では、Ｎｂおよび／またはＶを複合添加することにより、析出物がＭｏ、ＴｉとＮｂおよび／またはＶを含んだ複合炭化物となり、同様の析出強化が得られることを見出した。
【００２５】
また、第２の実施形態として、凝固過程で生成した微細ＴｉＮを核としてフェライト相中のＮｂ、Ｖの中から選ばれる１種以上を含有する複合炭化物の析出強化を利用している。Ｎｂ、Ｖは鋼中で炭化物を形成する元素であり、個々の炭化物の析出により鋼を強化することは従来行われているが、本発明ではＮｂ、Ｖの中から選ばれる１種以上を複合添加して、既に存在するＴｉＮを核とした複合炭窒化物を鋼中に微細析出させることにより、個々の炭化物による析出強化の場合に比べて、より大きな強度向上効果が得られることが特徴である。この従来にない大きな強度向上効果は、この複合炭窒化物が安定でかつ成長速度が遅いので、粒径が２０ｎｍ未満の極めて微細な析出物が得られることによるものである。
【００２６】
本発明の第２の実施形態において鋼板内に分散析出する析出物である、Ｎｂ、Ｖの中から選ばれる1種以上を含有する複合炭化物は、Ｎｂ、Ｖの合計とＣとが原子比で１：１の付近で化合しているものであり、高強度化に非常に効果がある。また、この微細炭化物は主にフェライト相中に析出するが、化学成分、製造条件によってはベイナイト相からも析出する場合がある。
【００２７】
この複合炭化物の微細析出物の個数率はＴｉＮを除いた全析出物の９５％以上であることが好ましい。なお、この微細な複合炭化物の析出物の平均粒径は、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）で撮影した写真を画像処理し、個々の析出物と同じ面積の円の直径を個々の複合炭化物について求め、それらの直径の平均値として求めることができる。
【００２８】
次に、本発明の高強度鋼板の溶接熱影響部組織について説明する。
【００２９】
本発明では、Ｔｉ窒化物の均一分散による溶接熱影響部組織の粗大化抑制により、溶接熱影響部の靭性を向上させる。また、さらに溶接熱影響部組織をフェライト変態の核生成を促進するＣａ−Ｍｎ複合酸硫化物によって得られる細粒フェライト−ベイナイト組織とすることで、溶接熱影響部の靭性を大幅に向上させることができる。
【００３０】
本発明の鋼板は以上のように、析出物が微細析出したフェライトと、ベイナイトと、ＭＡとの３相からなる複合組織を有するが、このような組織は以下のような組成の鋼を用いて、以下のような方法で製造することにより得ることができる。
【００３１】
まず、本発明の高強度鋼板の化学成分について説明する。以下の説明において％で示す単位は全て質量％である。
【００３２】
Ｃ：０．０３〜０．１％とする。Ｃは炭化物として析出強化に寄与し、且つＭＡ生成に重要な元素であるが、０．０３％未満ではＭＡの生成に不十分であり、また十分な強度が確保できない。０．１％を超える添加はＨＡＺ靭性を劣化させるため、Ｃ含有量を０．０３〜０．１％に規定する。さらに好適には、０．０３〜０．０８％である。
【００３３】
Ｓｉ：０．０１〜０．５％とする。Ｓｉは脱酸のため添加するが、０．０１％未満では脱酸効果が十分でなく、０．５％を超えると靭性や溶接性を劣化させるため、Ｓｉ含有量を０．０１〜０．５％に規定する。さらに好適には、０．０１〜０．３％である。
【００３４】
Ｍｎ：１．２〜２．５％とする。Ｍｎは強度、靭性向上、更に焼き入れ性を向上しＭＡ生成を促すために添加するが、１．２％未満ではその効果が十分でなく、２．５％を超えると靱性ならびに溶接性が劣化するため、Ｍｎ含有量を１．２〜２．５％に規定する。成分や製造条件の変動によらず、安定してＭＡを生成するためには、１．５％以上の添加が望ましい。
【００３５】
Ｔｉ：０.００８〜０.０２５％とする。Ｔｉは０．００８％以上、Ｎと同時に添加することで鋼中でのＴｉ窒化物の平衡固溶温度が１３００℃を超える。また、０.００８％以上添加することで、Ｍｏと複合析出物を形成し、強度上昇に大きく寄与する。しかし、０．００２５％を超える添加は溶接熱影響部靭性の劣化を招くため、Ｔｉ含有量を０．００８〜０．０２５％に規定する。さらに、Ｔｉ含有量が０．０２％未満であると、よりすぐれた靭性を示すため、Ｔｉ含有量を０．００８〜０．０２％未満とすることが好ましい。
【００３６】
Ｎ:０．００４〜０．００７％とする。Ｎは０．００４％以上、Ｔｉと同時に添加することで鋼中でのＴｉ窒化物の平衡固溶温度が１３００℃を超える。しかし、０．００７％を超えて添加すると、Ｔｉ窒化物にならない固溶したＮが靱性に悪影響を及ぼすため、Ｎ含有量を０．００４〜０．００７％に規定する。
【００３７】
Ｔｉ／Ｎ：２〜４とする。Ｔｉ量とＮ量との比であるＴｉ／Ｎを４以下とすることで、Ｔｉ窒化物が鋳造時に微細分散析出するため、溶接熱影響部においてオーステナイトの粒成長を全面的に抑制することが可能である。一方で、Ｔｉ／Ｎが２未満の場合は、相対的にＴｉが不足することから固溶したＮが靱性に悪影響を及ぼすため、Ｔｉ／Ｎを２〜４とすることが望ましい。Ｔｉ／Ｎを２〜４とすることで、窒化物を析出させて、Ｍｎ等の焼入性の高い元素を添加しても溶接熱影響部の靱性を良好とすることができる。
【００３８】
Ａｌ：０．０８％以下とする。Ａｌは脱酸剤として添加されるが、０．０８％を超えると鋼の清浄度が低下し、靱性が劣化するため、Ａｌ含有量は０．０８％以下に規定する。好ましくは、０．０１〜０．０８％とする。
【００３９】
第1の実施形態における本発明の鋼板はＭｏを含有する。
【００４０】
Ｍｏ：０.０５〜０.４％とする。Ｍｏは、ＭｏとＴｉとを基本として含有する複合炭化物を析出させる場合に重要な元素であり、添加する場合は０.０５％以上含有させることで、熱間圧延後冷却時のパーライト変態を抑制しつつ、Ｔｉとの微細な複合析出物を形成し、強度上昇に大きく寄与する。しかし、Ｍｏは微細炭化物を形成する元素の一つでありＣを消費するため、０.４％を超えるとＭＡ生成に必要な余剰Ｃが不足することから、Ｍｏ含有量を０.０５〜０.４％に規定する。さらに、溶接熱影響部靭性の観点からＭｏ含有量を０．１〜０．３％とすることが好ましい。
【００４１】
本発明の高強度鋼板がＭｏを含有する第1の実施形態の場合、ＴｉとＭｏを含有する複合炭化物の微細析出物が得られるが、析出強化を最大限に利用し且つＭＡを生成させるためには、炭化物を形成する元素の含有量の割合を以下のように制限することが望ましい。すなわち、原子％でのＣ量とＭｏ、Ｔｉの合計量との比である、Ｃ／(Ｍｏ＋Ｔｉ)を１．２〜３とする。本発明による高強度化はＴｉ、Ｍｏを含む析出物によるものである。この複合析出物による析出強化を有効に利用するためには、Ｃ量と炭化物形成元素であるＭｏ、Ｔｉ量の関係が重要であり、これらの元素を適正なバランスのもとで添加することによって、熱的に安定かつ非常に微細な複合析出物を得ることが出来る。また、低降伏比化を達成するためには、析出物で消費されるＣより過剰にＣを添加する必要がある。このとき原子％でのＣ量とＭｏ、Ｔｉの合計量との比である、Ｃ／（Ｍｏ＋Ｔｉ）の値が１．２未満の場合、Ｃが全て微細複合析出物に消費され、ＭＡが生成しないため低降伏比化が達成できない。また、原子％でのＣ量とＭｏ、Ｔｉの合計量との比であるＣ／（Ｍｏ＋Ｔｉ）の値が３を越える場合はＣが過剰であり、溶接熱影響部に島状マルテンサイトなどの硬化組織が形成し溶接熱影響部靭性の劣化を招くため、Ｃ／（Ｍｏ＋Ｔｉ）の値を１．２〜３とする。なお、質量％の含有量を用いる場合には、各元素記号を質量％での各元素の含有量として(Ｃ／１２．０１)／(Ｍｏ／９５．９+Ｔｉ／４７．９)の値を１．２〜３とする。さらに好適には、１．４〜３である。
【００４２】
本発明の鋼板はＮｂおよび／またはＶを含有する場合がある。
【００４３】
Ｎｂ：０．００５〜０．０７％とする。Ｎｂは組織の微細粒化により靭性を向上させるが、鋼板がＭｏを含有する第1の実施形態の場合はＴｉ及びＭｏと共に複合析出物を形成し、強度上昇に寄与する。またＭｏを含有しない第２の実施形態の場合でも、ＴｉＮが微細分散している場合、これを核として複合炭窒化物を形成し、強度上昇に寄与する。Ｖが存在する場合はＶと共に、複合炭窒化物を形成し、強度上昇に寄与する。しかし、０．００５％未満では効果がなく、０．０７％を超えると溶接熱影響部の靭性が劣化するため、Ｎｂ含有量は０．００５〜０．０７％に規定する。
【００４４】
Ｖ：０．００５〜０．１％とする。Ｖも鋼板がＭｏを含有する第1の実施形態の場合は、Ｎｂが存在する場合はＮｂと共に、Ｔｉ及びＭｏと共に複合析出物を形成し、強度上昇に寄与する。またＭｏを含有しない第２の実施形態の場合でも、ＴｉＮが微細分散している場合、これを核として複合炭窒化物を形成し、強度上昇に寄与する。Ｎｂが存在する場合はＮｂと共に、ＴｉＮを核として複合炭窒化物を形成し、強度上昇に寄与する。しかし、０．００５％未満では効果がなく、０．１％を超えると溶接熱影響部の靭性が劣化するため、Ｖ含有量は０．００５〜０．１％に規定する。
【００４５】
鋼板がＭｏを含有する第1の実施形態の場合に、Ｎｂおよび／またはＶを含有する場合には、原子％でのＣ量とＭｏ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの合計量の比である、Ｃ／（Ｍｏ＋Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｖ）は１．２〜３とする。Ｍｏを含有する第1の実施形態の場合の高強度化はＴｉ、Ｍｏを含む析出物によるが、Ｎｂおよび／またはＶを含有する場合はそれらを含んだ複合析出物（主に炭化物）となる。このとき各元素の原子％の含有量で表される、Ｃ／（Ｍｏ＋Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｖ）の値が１．２未満の場合、Ｃが全て微細複合析出物に消費され、ＭＡが生成しないため低降伏比化が達成できない。また、３を越える場合はＣが過剰であり、溶接熱影響部に島状マルテンサイトなどの硬化組織が形成し溶接熱影響部靭性の劣化を招くため、Ｃ／（Ｍｏ＋Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｖ）の値を１．２〜３とする。なお、質量％の含有量を用いる場合には、各元素記号を質量％での各元素の含有量として(Ｃ／１２．０１)／(Ｍｏ／９５．９+Ｔｉ／４７．９＋Ｎｂ／９２．９１＋Ｖ／５０．９４)の値を１．２〜３とする。さらに好適には、１．４〜３である。
【００４６】
鋼板がＭｏを含有しない第２の実施形態の場合には、原子％でのＣ量とＮｂ、Ｖの合計量の比である、Ｃ／（Ｎｂ＋Ｖ）は１．２〜６とする。本発明の第２の実施形態による高強度化はＴｉＮを核としたＮｂ、Ｖのいずれか１種以上を含有する微細炭窒化物の析出によるものである。このとき各元素の原子％の含有量で表される、Ｃ／（Ｎｂ＋Ｖ）の値が１．２未満の場合、Ｃが全て微細複合析出物に消費され、ＭＡが生成しないため低降伏比化が達成できないうえに、粒界の相対的強度が著しく低下するので粒界破壊を伴う脆化が起こる場合がある。また、６を超える場合はＣが過剰であり、再加熱時にＭＡ生成に先立ってセメンタイトの生成が起きてしまい、低降伏比化に必要な硬質相の硬さが低下するため、Ｃ／（Ｎｂ＋Ｖ）の値を１．２〜６とする。なお、質量％の含有量を用いる場合には、各元素記号を質量％での各元素の含有量として(Ｃ／１２．０１)／(Ｎｂ／９２．９１＋Ｖ／５０．９４)の値を１．２〜６とする。
【００４７】
本発明では、さらに、Ｃａを含有し、不純物として含有されるＯ、Ｓの含有量を所定の範囲とすることが望ましい。
【００４８】
Ｃａ：０．００１〜０．００３％とする。製鋼プロセスにおいて、Ｃａ添加量が０．００１％未満の場合、脱酸反応支配でＣａＳの確保が難しく靱性改善効果が得られないので、Ｃａの下限を０．００１％とした。一方、Ｃａ添加量が０．００３％を超えた場合、粗大ＣａＯが生成しやすくなり、母材を含めて靱性が低下するうえに、取鍋のノズル閉塞の原因となり、生産性を阻害するため、上限は０．００３％とする。
【００４９】
Ｏ：０．００３％以下とする。粗大で靱性に悪影響を及ぼす介在物生成抑制の観点からＯ含有量を０．００３％以下とする。
【００５０】
Ｓ：０．００５％以下とする。粗大で靱性に悪影響を及ぼす介在物生成抑制の観点からＳ含有量を０．００５％以下とする。
【００５１】
Ｃａ、Ｏ、Ｓの含有量が下記（ａ）式を満足することが望ましい。但し、（ａ）式および以下の（ｂ）〜（ｅ）式の元素記号は各含有元素の質量％を示す。
０．４≦（１−１３０×[Ｏ]）×[Ｃａ]／（１．２５×[Ｓ]）≦０．８・・・（ａ）
通常、ＣａはＨＩＣやラミネーションの原因となるＭｎＳ生成を抑制し、無害なＣａＳ化するために鋼中のＳ量に対し化学量論的に余るように添加されている。しかし、本発明者らは一部のＳがＭｎと結合してＭｎＳが生成する組成比を選ぶことで、溶接熱履歴中にＣａとＭｎの複合析出が起こり、さらに得られた酸硫化物がフェライト変態の核生成能を持つことを見いだした。すなわち、粗大で靱性に悪影響を及ぼす介在物生成抑制の観点から、Ｏ≦０．００３％、Ｓ≦０．００５％とした上で、ＣａＯ生成分を除いた有効Ｃａ量（Ｃａ*）を実験結果の回帰による下記（ｂ）式を用いて計算し、
Ｃａ*＝（１−１３０×[Ｏ]）×[Ｃａ]・・・（ｂ）
さらにＣａとＳの化学量論比１．２５で有効Ｃａ量（Ｃａ*）を割った値が下記（ｃ）式を満たすようにＣａを添加した場合は、鋼中ＳがすべてＣａＳを形成し、
[Ｓ]＜Ｃａ*／１．２５・・・（ｃ）
下記（ｄ）式を満たすようにＣａを添加した場合は、鋼中Ｓの一部がＣａＳとなり、残りはＭｎＳとなる。
０＜Ｃａ*／１．２５＜[Ｓ]・・・（ｄ）
（ｄ）式を満たす範囲でＣａの含有量を種々変化させた鋼を用いて入熱４０ｋＪ／ｃｍに相当する熱履歴を加える再現熱サイクル試験を行い、その結果、Ｃａ*／１．２５の範囲を下記（ｅ）式とすることで、溶接熱影響部の粒界フェライト生成促進と、それに伴う靱性の著しい向上が得られることを見出し、
０．４[Ｓ]≦Ｃａ*／１．２５≦０．８[Ｓ]・・・（ｅ）
これにより上記（ａ）式が導出された。
【００５２】
本発明では、鋼板の強度靱性をさらに改善し、且つ焼き入れ性を向上させＭＡの生成を促す目的で、以下に示すＣｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｂの１種又は２種以上を含有してもよい。
【００５３】
Ｃｕ：０．５％以下とする。Ｃｕは靭性の改善と強度の上昇に有効な元素である。その効果を得るためには、０．１％以上添加することが好ましいが、多く添加すると溶接性が劣化するため、添加する場合は０．５％を上限とする。
【００５４】
Ｎｉ：０．５％以下とする。Ｎｉは靭性の改善と強度の上昇に有効な元素である。その効果を得るためには、０．１％以上添加することが好ましいが、多く添加するとコスト的に不利になり、また、溶接熱影響部靱性が劣化するため、添加する場合は０．５％を上限とする。
【００５５】
Ｃｒ：０．５％以下とする。ＣｒはＭｎと同様に低Ｃでも十分な強度を得るために有効な元素である。その効果を得るためには、０．１％以上添加することが好ましいが、多く添加すると溶接性を劣化するため、添加する場合は０．５％を上限とする。
【００５６】
Ｂ：０．００５％以下とする。Ｂは強度上昇、ＨＡＺ靭性改善に寄与する元素である。その効果を得るためには、０．０００５％以上添加することが好ましいが、０．００５％を超えて添加すると溶接性を劣化させるため、添加する場合は０．００５％以下とする。
【００５７】
上記以外の残部は実質的にＦeからなり、不可避不純物をはじめ、本発明の作用効果を害さない元素を微量に添加することができる。例えば、Ｍｇ、ＲＥＭ、Ｗ、Ｚｒをそれぞれ、０．０２％以下添加しても良い。
【００５８】
次に、本発明の高強度鋼板の製造方法について説明する。
【００５９】
本発明の高強度鋼板は上記の成分組成を有する鋼を用い、加熱温度：１０００〜１３００℃、圧延終了温度：Ａｒ３温度以上で熱間圧延を行い、その後５℃／s以上の冷却速度で４５０〜６００℃まで加速冷却を行い、その後直ちに０．５℃／s以上の昇温速度で５５０〜７５０℃の温度まで再加熱を行うことで、金属組織をフェライトとベイナイトの２相組織とし、ＭｏとＴｉとを主体とする微細な複合炭化物や、ＴｉＮを核としたＮｂ、Ｖのいずれか1種以上を含有する微細な複合炭窒化物をフェライト相中に分散析出することができる。ここで、温度は鋼板の平均温度とする。平均温度は、スラブもしくは鋼板の表面温度より、板厚、熱伝導率等のパラメータを考慮して、計算により求めたものである。また、冷却速度は、熱間圧延終了後、冷却終了温度（４５０〜６５０℃）まで冷却に必要な温度差をその冷却を行うのに要した時間で割った平均冷却速度である。また、昇温速度は、冷却後、再加熱温度（５５０〜７５０℃）の温度までの再加熱に必要な温度差を再加熱するのに要した時間で割った平均昇温速度である。以下、各製造条件について詳しく説明する。
【００６０】
加熱温度：１０００〜１３００℃とする。加熱温度が１０００℃未満では炭化物の固溶が不十分で必要な強度ならびに降伏比が得られず、１３００℃を超えると母材靭性が劣化するため、１０００〜１３００℃とする。
【００６１】
圧延終了温度：Ａｒ３温度以上とする。圧延終了温度がＡｒ３温度未満であると、その後のフェライト変態速度が低下するため、再加熱によるフェライト変態時に十分な微細析出物の分散析出が得られず、強度が低下する。また、再加熱時の未変態オーステナイトへのＣの濃縮が不十分となりＭＡが生成しないため、圧延終了温度をＡｒ３温度以上とする。
【００６２】
圧延終了後、直ちに５℃／ｓ以上の冷却速度で冷却する。冷却速度が５℃／ｓ未満では冷却時にパーライトを生成するため、ＭＡが生成せず、またベイナイトによる強化が得られないため、十分な強度が得られない。よって、圧延終了後の冷却速度を５℃／ｓ以上に規定する。また、冷却開始温度がＡｒ３温度以下となりフェライトが生成すると、再加熱時に微細析出物の分散析出が得られず強度不足を招き、且つＭＡの生成も起こらないため、冷却開始温度をＡｒ３温度以上とする。このときの冷却方法については製造プロセスによって任意の冷却設備を用いることが可能である。本発明では、加速冷却によりベイナイト変態領域まで過冷することにより、その後の再加熱時に温度保持することなくフェライト変態を完了させることが可能である。
【００６３】
冷却停止温度：４５０〜６５０℃とする。このプロセスは本発明において、重要な製造条件である。本発明では再加熱後に存在するＣの濃縮した未変態オーステナイトがその後の空冷時にＭＡへと変態する。すなわち、ベイナイト変態途中の未変態オーステナイトが存在する温度域で冷却を停止する必要がある。冷却停止温度が４５０℃未満では、ベイナイト変態が完了するため空冷時にＭＡが生成せず低降伏比化が達成できない。６５０℃を超えると冷却中にパーライトが析出するため微細炭化物の析出が不十分となり十分な強度が得られず、また、パーライトにＣが消費されＭＡが生成しないため、加速冷却停止温度を４５０〜６５０℃に規定する。ＭＡ生成の観点からは、好ましくは５００〜６５０℃であり、より好ましくは５３０〜６５０℃である。
【００６４】
加速冷却停止後直ちに０．５℃／ｓ以上の昇温速度で５５０〜７５０℃の温度まで再加熱を行う。このプロセスも本発明において重要な製造条件である。強化に寄与する微細複合炭化物の析出物は、再加熱時に析出する。さらに、再加熱時の未変態オーステナイトからフェライト変態と、それに伴う未変態オーステナイトへのＣの排出により、再加熱後の空冷時にＣが濃化した未変態オーステナイトがＭＡへと変態する。このような微細複合炭化物の析出物ならびにＭＡを得るためには、加速冷却後Ｂｆ点以上の温度から５５０〜７５０℃の温度域まで再加熱する必要がある。昇温速度が０．５℃／ｓ未満では、目的の再加熱温度に達するまでに長時間を要するため製造効率が悪化し、またパーライト変態が生じるため、微細析出物の分散析出が得られず十分な強度を得ることができない。再加熱温度が５５０℃未満では十分な析出駆動力が得られず微細析出物の量が少ないため、十分な析出強化が得られず、７５０℃を超えると析出物が粗大化し十分な強度が得られないため、再加熱の温度域を５５０〜７５０℃に規定する。本発明では、加速冷却後、未変態オーステナイトが存在する温度域から再加熱を行うことが重要であり、再加熱開始温度がＢｆ点以下となるとベイナイト変態が完了し未変態オーステナイトが存在しなくなるため、再加熱開始はＢｆ点以上とする必要がある。確実にフェライト変態させるためには、冷却後の温度より５０℃以上昇温することが望ましい。再加熱温度において、特に温度保持時間を設定する必要はない。本発明の製造方法を用いれば再加熱後直ちに冷却しても、十分な微細析出物が得られるため高い強度が得られる。しかし、十分な微細析出物を確保するために、３０分以内の温度保持を行うことができる。３０分を超えて温度保持を行うと、析出物の粗大化を生じ強度が低下する場合がある。また、再加熱後の冷却過程において冷却速度によらず微細析出物は粗大化しないため、再加熱後の冷却速度は基本的には空冷とすることが好ましい。
【００６５】
図１に上記の製造方法を用いて製造した本発明鋼板（０．０５ｍａｓｓ％Ｃ−０．２ｍａｓｓ％Ｓｉ―１．５ｍａｓｓ％Ｍｎ−０．００３ｍａｓｓ％Ｓ−０．２ｍａｓｓ％Ｍｏ−０．０１５ｍａｓｓ％Ｔｉ―０．００２ｍａｓｓ％Ｃａ―０．００６ｍａｓｓ％Ｏ―０．００６５ｍａｓｓ％Ｎ）を、図２に上記の製造方法を用いて製造した本発明鋼板（０．０５ｍａｓｓ％Ｃ−１．８ｍａｓｓ％Ｍｎ−０．０１２ｍａｓｓ％Ｔｉ−０．０４ｍａｓｓ％Ｎｂ−０．０５ｍａｓｓ％Ｖ-０．００４５％Ｎ）を、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）で観察した写真を示す。図１、２によれば、フェライト（Ｆ）、ベイナイト（Ｂ）の混合組織に、島状マルテンサイト（ＭＡ）が均一に生成している様子が確認できる。
【００６６】
加速冷却後の再加熱を行うための設備として、加速冷却を行うための冷却設備の下流側に加熱装置を設置することができる。加熱装置としては、鋼板の急速加熱が可能であるガス燃焼炉や誘導加熱装置を用いることが好ましい。
【００６７】
本発明の製造方法を実施するための設備の一例を図２に示す。図２に示すように、圧延ライン１には上流から下流側に向かって熱間圧延機３、加速冷却装置４、誘導加熱装置５、ホットレベラー６が配置されている。誘導加熱装置５あるいは他の熱処理装置を、圧延設備である熱間圧延機３およびそれに引き続く冷却設備である加速冷却装置４と同一ライン上に設置することによって、圧延、冷却終了後迅速に再加熱処理が行えるので、圧延冷却後の鋼板温度を過度に低下させることなく加熱することができる。
【実施例１】
【００６８】
表１に示す化学成分の鋼（鋼種Ａ〜Ｋ）を連続鋳造法によりスラブとし、これを用いて板厚１８ｍｍの厚鋼板（Ｎｏ.１〜１２）を製造した。なお、表１におけるＡｒ３温度は下記（ｆ）式を用いて導出した。但し、（ｆ）式の元素記号は各含有元素の質量％を示す。
Ａｒ３（℃）＝９１０−３１０Ｃ−８０Ｍｎ−２０Ｃｕ−１５Ｃｒ−５５Ｎｉ−８０Ｍｏ…（ｆ）
【００６９】
【表１】
2005060835.tif 000003
【００７０】
加熱したスラブを熱間圧延により圧延した後、直ちに水冷型の加速冷却設備を用いて冷却を行い、誘導加熱炉またはガス燃焼炉を用いて再加熱を行った。誘導加熱炉は加速冷却設備と同一ライン上に設置した。各鋼板（Ｎｏ.１〜１２）の製造条件を表２に示す。
【００７１】
以上のようにして製造した鋼板の引張特性を測定した。測定結果を表２に併せて示す。引張特性は、圧延垂直方向の全厚試験片を引張試験片として引張試験を行い、引張強度を測定した。引張強度５８０ＭＰａ以上を本発明に必要な強度とし、降伏比８０％以下を本発明に必要な降伏比とした。母材靭性については、圧延垂直方向のフルサイズシャルピーＶノッチ試験片を用いシャルピー試験を行い、−１０℃での吸収エネルギーが２００Ｊ以上のものを良好とした。
【００７２】
溶接熱影響部（ＨＡＺ）靭性については、再現熱サイクル装置によって入熱４０ｋＪ／ｃｍに相当する熱履歴を加えた試験片を用いて−１０℃、−３０℃でシャルピー試験を行った。そして、−３０℃でのシャルピー吸収エネルギー（ｖＥ−３０）が１００Ｊ以上のものを良好とした。さらに、―３０℃でのシャルピー延性破面率（ＳＡ−３０）が７０％を超えるものを極めて良好とした。
【００７３】
【表２】
2005060835.tif 000004
【００７４】
表２において、本発明例であるＮｏ.１〜８はいずれも、化学成分および製造方法が本発明の範囲内であり、引張強度５８０MPa以上の高強度で降伏比８０％以下の低降伏比であり、母材ならびに溶接熱影響部の靭性は良好であった。特に、Ｃａの制御添加を行った鋼種Ｂ、Ｄ、Ｆを用いた、Ｎｏ．２、５、７、８は溶接熱影響部のシャルピー延性破面率が７０％以上と極めて優れた靱性を示した。また、鋼板の組織はフェライト、ベイナイト、島状マルテンサイトの３相組織であり、島状マルテンサイトの面積分率は３〜２０％の範囲内であった。
【００７５】
Ｎｏ.９〜１２は化学成分が本発明の範囲外であるので、溶接熱影響部靱性が劣っていた。
【実施例２】
【００７６】
表３に示す化学成分の鋼（鋼種Ａ２〜Ｌ２）を連続鋳造法によりスラブとし、これを用いて板厚２０、２５ｍｍの厚鋼板（Ｎｏ．２１〜３５）を製造した。表３におけるＡｒ３温度も上記（ｆ）式を用いて導出した。
【００７７】
【表３】
2005060835.tif 000005
【００７８】
加熱したスラブを熱間圧延により圧延した後、直ちに水冷型の加速冷却設備を用いて冷却を行い、誘導加熱炉またはガス燃焼炉を用いて再加熱を行った。誘導加熱炉は加速冷却設備と同一ライン上に設置した。各鋼板（Ｎｏ．２１〜３５）の製造条件を表４に示す。
【００７９】
以上のようにして製造した鋼板の引張特性を測定した。測定結果を表４に併せて示す。引張特性は、圧延垂直方向の全厚試験片を引張試験片として引張試験を行い、引張強度を測定した。引張強度５８０ＭＰａ以上を本発明に必要な強度とし、降伏比８０％以下を本発明に必要な降伏比とした。母材靭性については、圧延垂直方向のフルサイズシャルピーＶノッチ試験片を用いシャルピー試験を行い、−１０℃での吸収エネルギーが２００Ｊ以上のものを良好とした。
【００８０】
溶接熱影響部（ＨＡＺ）靭性については、再現熱サイクル装置によって入熱４０ｋＪ／ｃｍに相当する熱履歴を加えた試験片を用いて−１０℃および−３０℃でシャルピー試験を行った。そして、−３０℃でのシャルピー吸収エネルギー（ｖＥ−３０）が１００Ｊ以上のものを良好とした。さらに、―３０℃でのシャルピー延性破面率（ＳＡ−３０）が７０％を超えるものを極めて良好とした。
【００８１】
【表４】
2005060835.tif 000006
【００８２】
表４において、本発明例であるＮｏ．２１〜２８はいずれも、化学成分および製造方法が本発明の範囲内であり、引張強度５８０ＭＰａ以上の高強度で降伏比８０％以下の低降伏比であり、母材ならびに溶接熱影響部の靭性は良好であった。特に、Ｃａ制御添加した鋼種Ｂ、Ｄ、Ｆを用いたＮｏ．２２、２５、２６、２８は溶接熱影響部のシャルピー延性破面率（ＳＡ―３０）が７０％以上と極めて良好な値を示した。一方、鋼板の組織はフェライト、ベイナイト、島状マルテンサイトの３相組織であり、島状マルテンサイトの面積分率は３〜２０％の範囲内であった。また、透過型電子顕微鏡観察、エネルギー分散型Ｘ線分光法による分析の結果、フェライト相中にＮｂおよび／またはＶを含む粒径２０ｎｍ未満の微細な複合炭化物の分散析出が観察された。
【００８３】
Ｎｏ．２９、３０は、化学成分は本発明の範囲内であるが、製造方法が本発明の範囲外であるため、組織がフェライト、ベイナイトであり、降伏比が不十分であった。Ｎｏ．３１〜３５は化学成分が本発明の範囲外であるので、十分な強度が得られないか、降伏比が高いか、溶接部靭性が劣っていた。
【図面の簡単な説明】
【００８４】
【図１】本発明の鋼板の一例を走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）で観察した写真。
【図２】本発明の鋼板の一例を走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）で観察した写真。
【図３】本発明の製造方法を実施するための製造ラインの一例を示す概略図。
【符号の説明】
【００８５】
１    圧延ライン
２    鋼板
３    熱間圧延機
４    加速冷却装置
５    誘導加熱装置
６    ホットレベラー
Ｆ    フェライト
Ｂ    ベイナイト
ＭＡ    島状マルテンサイト
【図３】
2005060835.tif 000007
【図１】
2005060835.tif 000008
【図２】
2005060835.tif 000009