(57)【要約】【課題】高強度・高靭性の厚鋼板を製造できる、高張力厚鋼板の製造方法を提供する。【解決手段】質量％で、Ｃ：0.03〜0.3％、Si：0.5〜1.5％、Mn：0.1〜３％、Al：0.1％以下、Ｎ：0.01％以下を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有する鋼片を、加熱したのち、500℃〜Ac１変態点の温度域で、かつ累積圧下率を70％以上とする温間多パス圧延を施して厚鋼板とする。なお、温間多パス圧延後に、Ac１変態点以下の温度域の温度で焼鈍処理を行ってもよい。これにより、強度−靭性バランスが向上する。鋼片には、さらにNb、Ｖ、Tiのうちの１種または２種以上、Ｂ、およびCu、Ni、Cr、Moのうちの１種または２種以上を含有してもよい。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ：0.03〜0.3%、                        Si：0.5〜1.5%、
Mn：0.1〜３％、                         Al：0.1%以下、
Ｎ：0.01%以下
を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有する鋼片を、加熱したのち、500℃〜Ac１変態点の温度域で、かつ累積圧下率を70％以上とする温間多パス圧延を施して厚鋼板とすることを特徴とする高靭性高張力厚鋼板の製造方法。
【請求項２】
前記温間多パス圧延を行った後、Ac１変態点以下の温度域の温度で焼鈍処理を行うことを特徴とする請求項１に記載の高靭性高張力厚鋼板の製造方法。
【請求項３】
前記組成に加えてさらに、質量％で、Nb：0.001〜0.05％、Ｖ：0.001〜0.1％、Ti：0.001〜0.1％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する組成とすることを特徴とする請求項１または２に記載の高靭性高張力厚鋼板の製造方法。
【請求項４】
前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｂ：0.0001〜0.003％を含有する組成とすることを特徴とする請求項１ないし３のいずれかに記載の高靭性高張力厚鋼板の製造方法。
【請求項５】
前記組成に加えてさらに、質量％で、Cu：0.01〜３％、Ni：0.01〜３％、Cr：0.01〜３％、Mo：0.01〜１％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する組成とすることを特徴とする請求項１ないし４のいずれかに記載の高靭性高張力厚鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、造船、土木、建築、ラインパイプ、タンク、建設・産業機械等の部材用として好適な高張力厚鋼板の製造方法に係り、とくに高張力厚鋼板の靭性向上に関する。なお、ここでいう「高張力厚鋼板」とは、板厚：10mm以上で、引張強さ：580MPa以上の鋼板をいうものとする。
【背景技術】
【０００２】
従来から、高強度で高靭性の鋼板を目標として、強度、靭性の向上方法について種々の研究が行われてきた。そして、強度と靭性をともに向上させるには、結晶粒の微細化が有効であることが知られている。結晶粒微細化の手法として、工業的に広く利用されているものに加工熱処理（TMCP：Thermo-Mechanical Control Process）がある。例えばフェライトを主体とする組織においては、TMCPを適用することにより比較的容易に、平均粒径：５μm程度までの結晶粒の微細化が達成されている。
【０００３】
最近、強度、靭性の更なる向上を目的として、結晶粒の更なる微細化方法が追求されている。そして、フェライト結晶粒径を２μm前後までの微細化が可能であるとする種々の方法が提案されている。これらを大別すると、
（１）オーステナイト（γ）からフェライト（α）ヘの変態を利用する方法、
（２）フェライト（α）の再結晶を利用する方法
に分類できる。
【０００４】
（１）のγからαヘの変態を利用する方法は、準安定γ域から（γ＋α）二相域の温度域で、大圧下加工を加え、γ→α変態後に、２μm前後以下の微細フェライト粒と第二相粒からなる組織を得ようとする方法である。一方、（２）のαの再結晶を利用する方法（以下、「フェライト連続再結晶法」ともいう）は、α温度域で加工を行い、αの連続再結晶を利用して、２μm前後以下の微細フェライト粒からなる組織を得ようとする方法である。このフェライト連続再結晶法では、累積圧下効果を利用できるため、小圧下多パス圧延が可能となる。また変態を利用しないため、冷却による組織の不均一を生ずることがないという利点がある。小圧下多パス圧延は、厚鋼板の安定製造に最も適していると考えられる。
【０００５】
このようなフェライト連続再結晶法を利用し、結晶粒を微細化した鋼材の製造方法については、すでに、多くの提案が成されている。例えば特許文献１には、Ｃ：0.03〜0.45％、Si：0.01〜0.50％、Mn：0.02〜5.0％、Al：0.001〜0.1％を含有する鋼片を、鋳造後室温まで冷却しその後再加熱するか、あるいは鋳造後冷却することなく、予備的な熱間加工を行うかまたは予備的な熱間加工を行わずに、一度600℃〜室温までの温度域に冷却したのち、700〜500℃の温度域に加熱し、該温度域で１パスまたはパス間時間を20ｓ以内とする２パス以上の加工を歪速度0.1〜20／ｓ、総歪量0.8〜５となる条件で行い、放冷する、靭性に優れた高張力鋼の製造方法が提案されている。特許文献１に記載された技術によれば、フェライトの動的再結晶により結晶粒を１μm以下に微細化でき、靭性に優れた高張力鋼材を安価に提供できるとしている。
【０００６】
また、特許文献２には、好ましくは570℃以下の、フェライトが再結晶しない温度領域で全50％以上の多パス圧延を行う前半の圧延工程と、ついで、２パス以内でフェライトが動的再結晶する温度領域で圧延する後半の圧延工程を含む、超微細粒フェライト組織鋼の製造方法が提案されている。特許文献２に記載された技術では、前半の圧延工程は、後半の圧延工程でフェライトを連続再結晶させるために必要な核を作り込むことを狙いとしており、これにより、フェライト粒径0.7μm以下の超微細粒フェライト組織鋼が容易に製造できるとしている。
【０００７】
また、特許文献３には、好ましくはＣ：0.02〜0.20％、Si：0.01〜1.0％、Mn：0.2〜2.0％、Ｐ：0.050％以下、Ｓ：0.010％以下、Al：0.001〜0.10％、Nb：0.060％以下、Ti：0.020％以下を含有する低合金鋼に、好ましくは350〜（Ac１−40）℃の範囲の、フェライト温度領域での温間強加工を施し、その後直ちにあるいは350℃未満に冷却したのち、350〜（Ａc１−40）℃の温度範囲に加熱し、その温度域で徐冷あるいは等温保持する焼鈍処理を施す高強度超微細フェライト鋼の製造方法が提案されている。特許文献３に記載された技術で製造された鋼板は、高強度および高靭性に加えて、均一伸びが高くなるとしている。
【０００８】
また、特許文献４には、350〜800℃の温度域で、圧延条件パラメータＺが所定の範囲にある、１パス以上の圧延を行うに際し、圧延開始時の材料温度が800℃より高くならず、圧延中および最終圧延パス直後の素材温度が350℃以下にならないように行うとともに、各圧延時の圧延直後の温度が圧延入温度より100℃より高くならず、圧延直後の素材が、圧延直前温度よりも100℃より低くならないように圧延する温間制御圧延方法が提案されている。これにより、平均フェライト粒径が３μm以下の微細フェライト粒組織を主体とする鋼板が製造できるとしている。
【０００９】
しかし、特許文献１〜４に記載されたように、フェライト連続再結晶法を適用して製造された鋼板では、製造条件によって、得られる鋼板強度が大きく変化するという問題がある。圧延温度が低いほど、また歪速度が大きいほど、すなわち圧延機（厚板製造設備）への負荷の大きい圧延を行うほど、フェライト結晶粒が微細化し、高強度の鋼板が得られることになる。しかし、圧延温度を従来よりさらに低温化すること、あるいは歪速度を従来よりさらに大きくすることは、厚板製造設備への負荷がさらに増大するため、現状の厚板製造設備では工業的な実施が非常に困難となり、厚板製造設備の更なる能力向上を必要とすることになるという問題がある。
【００１０】
これらとは別に、特許文献５には、0.01〜0.1mass％のＰと0.3mass％超〜0.45mass％のＣを含有し、平均粒径が10μm以下のフェライトと、フェライト以外の第２相とからなる組織を有する鋼材に、650℃〜（Ae１点＋50℃）の温度範囲で歪0.7以上の加工を行う高強度・高靭性超微細粒鋼の製造方法が提案されている。特許文献５に記載された技術によれば、焼入れ・焼戻し処理を必要とする合金鋼に匹敵する強度と、高い上部棚エネルギーをもち、しかも通常の焼入れ・焼戻し処理材で現れるテンパー処理後の粒界破壊を抑えることが可能な、高強度・高靭性の鋼材を製造できるとしている。また、特許文献５に記載された技術によれば、Ｐが高濃度に含有された低品位鉄源を用いて脱Ｐ処理を省略しても、高強度・高靭性の鋼材が得られるとしている。
【特許文献１】特許第3383148号公報
【特許文献２】特開2001−234239号公報
【特許文献３】特開2002−69531号公報
【特許文献４】特開2004−346421号公報
【特許文献５】特開2005−194548号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【００１１】
しかしながら、特許文献５に記載された技術で製造された鋼板は、高強度と優れた靭性を兼備しているが、0.3％以上のＣを含有しており、溶接性に問題を残していた。また、特許文献５に記載された技術では、Ｐを0.01〜0.1％の範囲で含有する組成を選択しており、Ｐが粒界破壊を促進する元素であることから、靭性のみならず粒界破壊現象全般に対し非常にリスクの高い選択となっている。
【００１２】
本発明は、上記したような従来技術の問題を解決し、フェライト連続再結晶法を利用し製造設備に過大な負荷を加えることなく、引張強さ：580MPa以上の高強度と、20℃でのシャルピー衝撃試験の吸収エネルギーvＥ20が80Ｊ以上の高靭性を有する厚鋼板を製造できる、高張力厚鋼板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】
【００１３】
発明者らは、上記した目的を達成するために、フェライト連続再結晶法を利用することを前提として、高張力厚鋼板の強度と靭性に及ぼす化学成分の影響について鋭意検討した。その結果、フェライト連続再結晶法を利用して高強度と高靭性を兼備させるには、Siを比較的多量含有した組成とすることが、最も有効であることを見出した。従来、Siは厚鋼板の母材靭性や継手部靭性を低下させるという理由から、厚鋼板におけるSi含有量は0.5％未満程度とすることが通常であった。しかし、発明者らは、結晶粒を極めて微細化した鋼板においては、Siを0.5％を超えて多量に含有しても、母材靭性を低下させることなく効果的に強度を向上させることができることを新たに見出した。
【００１４】
本発明は、かかる知見に基づき、さらに検討を加えて完成されたものである。すなわち、本発明の要旨は次のとおりである。
（１）質量％で、Ｃ：0.03〜0.3％、Si：0.5〜1.5％、Mn：0.1〜３％、Al：0.1％以下、Ｎ：0.01％以下を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有する鋼片を、加熱したのち、500℃〜Ac１変態点の温度域で、かつ累積圧下率を70％以上とする温間多パス圧延を施して厚鋼板とすることを特徴とする高靭性高張力厚鋼板の製造方法。
【００１５】
（２）（１）において、前記温間多パス圧延を行った後、Ac１変態点以下の温度域の温度で焼鈍処理を行うことを特徴とする高靭性高張力厚鋼板の製造方法。
（３）（１）または（２）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、Nb：0.001〜0.05％、Ｖ：0.001〜0.1％、Ti：0.001〜0.1％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する組成とすることを特徴とする高靭性高張力厚鋼板の製造方法。
【００１６】
（４）（１）ないし（３）のいずれかにおいて、前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｂ：0.0001〜0.003％を含有する組成とすることを特徴とする高靭性高張力厚鋼板の製造方法。
（５）（１）ないし（４）のいずれかにおいて、前記組成に加えてさらに、質量％で、Cu：0.01〜3％、Ni：0.01〜3％、Cr：0.01〜3％、Mo：0.01〜１％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する組成とすることを特徴とする高靭性高張力厚鋼板の製造方法。
【発明の効果】
【００１７】
本発明によれば、製造設備に過大な負荷を加えることなく、引張強さ：580MPa以上の高強度と、20℃でのシャルピー衝撃試験の吸収エネルギーvＥ20が80Ｊ以上の高靭性を有する高張力厚鋼板を容易にかつ安価に製造でき、産業上格段の効果を奏する。また、本発明によれば、工業的な厚板製造設備で、引張強さ：580MPa級の高靭性高張力厚鋼板を容易に製造することができるようになるという効果もある。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１８】
まず、本発明で使用する鋼片の組成限定理由について説明する。以下、とくに断らないかぎり、質量％は単に％で記す。
Ｃ：0.03〜0.3％
Ｃは、セメンタイトの形成を介してフェライトの連続再結晶を促進させる作用を有する元素であり、このような効果を得るためには0.03％以上の含有を必要とする。一方、0.3％を超える含有は、溶接性が低下する。このため、Ｃは0.03〜0.3％の範囲に限定した。
【００１９】
Si：0.5〜1.5％
Siは、固溶強化により鋼の強度を増加させる作用を有し、本発明において最も重要な元素である。フェライト連続再結晶法を利用して得られた鋼板においては、Siは、靭性と強度をともに顕著に向上させる元素である。このような効果は0.5％以上の含有で顕著となる。一方、1.5％を超える含有は、靭性が顕著に低下するようになる。このため、Siは0.5〜1.5％の範囲に限定した。好ましくは0.5〜1.0％である。
【００２０】
Mn：0.1〜３％
Mnは、鋼中では強化元素として作用する。このような効果は0.1％以上の含有で認められる。一方、３％を超える含有は、溶接性を低下させるとともに、材料コストの高騰を招く。このため、Mnは0.1〜３％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.1〜1.5％である。
Al：0.1％以下
Alは、脱酸剤として作用する元素であるが、このような効果を得るためには、0.01％以上含有することが望ましい。一方、0.1％を超える含有は、介在物量を増加させるとともに、靭性をも低下させる。このため、Alは0.1％以下に限定した。なお、好ましくは、0.06％以下である。
【００２１】
Ｎ：0.01％以下
Ｎは、鋼中のAlと結合しAlNを形成し、圧延加工時の結晶粒の微細化を介して鋼の強化にも寄与する元素であり、このような効果を得るためには、0.002％以上含有することが望ましい。一方、0.01％を超える含有は、靭性を低下させる。このため、Alは0.01％以下に限定した。なお、好ましくは、0.002〜0.005％である。
【００２２】
上記した成分が基本成分であるが、本発明では基本成分に加えてさらに、Nb：0.001〜0.05％、Ｖ：0.001〜0.1％、Ti：0.001〜0.1％のうちから選ばれた１種または２種以上、および／または、Ｂ：0.0001〜0.003％、および／または、Cu：0.01〜3％、Ni：0.01〜3％、Cr：0.01〜3％、Mo：0.01〜1％のうちから選ばれた１種または２種以上、を含有することができる。
【００２３】
Nb：0.001〜0.05％、Ｖ：0.001〜0.1％、Ti：0.001〜0.1％のうちから選ばれた１種または２種以上
Nb、Ｖ、Tiはいずれも、窒化物、炭化物、あるいは炭窒化物を形成し、結晶粒を微細化し、鋼を強化する効果を有する元素であり、必要に応じて選択して１種または２種以上を含有できる。このような効果を得るためには、Nb、Ｖ、Ti、それぞれを0.001％以上含有することが望ましい。一方、Nb：0.05％、Ｖ：0.1％、Ti：0.1％を超えて多量に含有すると、鋳片に割れを生じ、製造コストの高騰を招く。このため、Nb：0.001〜0.05％、Ｖ：0.001〜0.1％、Ti：0.001〜0.1％、の範囲にそれぞれ、限定することが好ましい。
【００２４】
Ｂ：0.0001〜0.003％
Ｂは、焼入れ性を向上させる元素であり、靭性を向上させるために、鋼片の圧延前の初期組織をベイナイトあるいはマルテンサイト、あるいは両者の混合組織とする必要があるときに、含有させる。このような効果を得るためには、0.0001％以上含有することが望ましい。一方、0.003％を超える含有は、溶接性を低下させる。このため、含有する場合には、Ｂは0.0001〜0.003％の範囲に限定することが好ましい。
【００２５】
Cu：0.01〜３％、Ni：0.01〜３％、Cr：0.01〜３％、Mo：0.01〜１％のうちから選ばれた１種または２種以上
Cu、Ni、Cr、Moはいずれも、鋼の焼入れ性を高め、強度向上に直接寄与するとともに、靭性、あるいは耐候性などをも向上させる元素であり、必要に応じて選択して１種または２種以上含有できる。このような効果は、Cu、Ni、Cr、Mo、それぞれ0.01％以上の含有で顕著となるが、Cu：３％、Ni：３％、Cr：３％、Mo：１％をそれぞれ超える過度の含有は、靭性、溶接性を低下させる。このため、Cuは0.01〜３％、Niは0.01〜３％、Crは0.01〜３％、Moは0.01〜１％の範囲に、それぞれ限定することが好ましい。
【００２６】
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。不可避的不純物としては、Ｐ：0.04％以下、Ｓ：0.02％以下が許容できる。P：0.04％、S：0.02％をそれぞれ超える含有は、靭性を低下させる。
なお、本発明の効果が損なわれない限り、上記した成分以外に、REM、Zr、Ca、Mg等の元素を微量（0.01％以下程度）含有してもよい。
本発明で使用する鋼片の製造方法は、とくに限定する必要はないが、転炉、電気炉等の常用の溶製方法を適用し、上記した組成の溶鋼を溶製し、連続鋳造法、造塊−圧延法等の常用の方法を適用し、所定の寸法形状の鋼片とすることが好ましい。
【００２７】
上記した組成を有する鋼片は、加熱されたのち、500〜Ac１変態点の温度域で、温間多パス圧延を施され、所望の寸法形状の厚鋼板とされる。なお、Ac１変態点は、次式
Ac１（℃）=751−26.6Ｃ＋17.6Si−11.6Mn−22.9Cu−23Ni＋24.1Cr＋22.5Mo−39.7Ｖ−
5.7Ti＋233Nb−169sol.Al−895Ｂ
（ここで、Ｃ、Si、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo、Ｖ、Ti、Nb、sol.Al、Ｂ：元素含有量（質量％））
で算出するものとする。
【００２８】
鋼片の加熱温度は、とくに限定する必要はないが、Ac１変態点以下のα温度域、あるいはAc３変態点以上のγ温度域のいずれでもよい。なお、圧延前の鋼片の組織はとくに限定されないが、圧延前の初期粒は細かいほうがよい。というのは、初期粒が微細なほど、温間多パス圧延を施され連続再結晶したのちのフェライト粒がより微細化するためである。なお、加熱がγ温度域の場合には、γ温度域で一定以上の圧延を施し、γ結晶粒を微細化し、γ→α変態後のフェライト粒を微細化しておくことが、温間多パス圧延の効果を顕著にする観点から好ましい。また、加熱温度までの加熱速度はとくに限定する必要はない。
【００２９】
加熱された鋼片は、少なくとも500℃〜Ac１変態点の温度域で、累積圧下率：70％以上の温間多パス圧延を施される。この温度域で累積圧下率：70％以上の温間多パス圧延を施すことが、フェライトの連続再結晶を生じさせ、平均結晶粒径で２μm以下という、フェライト結晶粒の超微細化のために必須の要件となる。累積圧下率：70％未満ではフェライトの連続再結晶が生じない場合がある。
【００３０】
なお、ここでいう「多パス圧延」とは、平均圧下率が５〜15％の圧延パスを複数回行い所定の累積圧下率とする圧延をいうものとする。１パスあたりの圧下率が５％未満では、圧延時の抜熱が大きくなり、フェライトの連続再結晶が生じにくくなる。また、１パスあたりの圧下率が15％を超えると圧延負荷が過大となる。
なお、各圧延パスでの歪速度はとくに限定する必要はなく、通常の厚板製造設備における歪速度である５〜30／ｓ程度あれば十分である。また、フェライトの連続再結晶を生じさせるためには、上記した温度域での各圧延パス間の時間を10ｓ以下とすることが好ましい。
【００３１】
また、圧延の開始温度が、500℃〜Ac１変態点間の温度でも、パススケジュールの関係で500℃未満となったり、Ac１変態点を超えたりする場合があるが、この場合でも500℃〜Ac１変態点の温度域で累積圧下率で70％以上の圧下量が多パス圧延で確保されていればよい。
連続再結晶したフェライトの粒径は、圧延温度が低くなるほど微細化し、鋼板の強度が増加するため、できるだけ高い強度を確保するためには圧延温度をできるだけ低くすることが好ましい。しかし、圧延温度が低くなるほど、製造設備への負荷が大きくなるうえ、フェライトの連続再結晶が生じにくくなり、単に加工を受けて展伸しただけのフェライト粒が増加する。これにより、靭性が低下したり、特性の異方性が増加することになる。
【００３２】
鋼片の圧延温度が、500℃未満では、パススケジュールによっては圧延板内部でフェライトの連続再結晶が全く生じなくなり、すべて展伸しただけのフェライト粒となる場合がある。また、鋼片の圧延温度域がAc１変態点を超えると、パススケジュールによっては圧延中の加工発熱により、鋼板温度が上昇し、γ化する場合があり、目的とするフェライト相の超微細化を達成できなくなる。このため、累積圧下率：70％以上の多パス圧延の圧延温度を、500℃〜Ac１変態点の温度域に限定した。
【００３３】
また、上記した温間多パス圧延を行った後、Ac１変態点以下、好ましくはAc１変態点未満300℃以上、の温度域の温度で焼鈍処理を行ってもよい。温間多パス圧延後に焼鈍処理を施すことにより、鋼板の強度・靭性バランスが改善する。焼鈍温度が300℃未満では、焼鈍温度が低すぎて、所期した効果が得られない。一方、Ac１変態点超の高温となると、冷却後に硬質相が生成し靭性が低下する。このため、焼鈍処理は300℃以上Ac１変態点未満の温度域の温度で行うことが好ましい。なお、目標の強度を満足するように、鋼片の組成に応じて上記した焼鈍処理の好適温度範囲内で、適宜、焼鈍温度を調整することが必要となることはいうまでもない。
【実施例】
【００３４】
表１に示す組成の溶鋼を溶製し、インゴット（150kg）に鋳造した。そしてこれらインゴットを熱間圧延により、圧延用素材（鋼片：板厚120mm）とした。なお、鋼片の組織はいずれも、フェライト＋パーライト組織であり、平均フェライト粒径は30〜100μmであった。
これら鋼片に、実験圧延設備を用いて、表２に示す条件で温間多パス圧延を施し、表２に示す板厚の厚鋼板とした。なお、温間多パス圧延の平均パス圧下率は11％、圧延パス数は13〜20パス、パス間時間は概ね８ｓ程度、また歪速度は10／ｓ程度であった。一部の厚鋼板については温間多パス圧延後に焼鈍処理を施した。なお、焼鈍処理は所定の温度に60min保持したのち空冷する処理とした。
【００３５】
得られた厚鋼板について、引張試験、衝撃試験を実施し、強度と靭性を評価した。
引張試験は、得られた厚鋼板の板厚中心部から引張方向が圧延方向（板長方向）となるように、JIS 4号試験片を採取し、JIS Z 2241の規定に準拠して引張試験を実施し、降伏強さYS、引張強さTSを求めた。
衝撃試験は、得られた厚鋼板の板厚中心部から圧延方向（板長方向）に、Ｖノッチ試験片を採取し、JIS Z 2242の規定に準拠してシャルピー衝撃試験を実施し、20℃における吸収エネルギーvＥ20（Ｊ）を求めた。なお、20℃における吸収エネルギー（Ｊ）は試験片３本の平均値とした。
なお、得られた厚鋼板から組織観察用試験片を採取し、走査型電子顕微鏡を用いて組織、とくにフェライトの形態を観察し、フェライトの連続再結晶の発現の有無を調査した。
【００３６】
得られた結果を表３に示す。
【００３７】
【表１】
2007246985.tif 000002
【００３８】
【表２】
2007246985.tif 000003
【００３９】
【表３】
2007246985.tif 000004
【００４０】
本発明例はいずれも、目標の引張強さ：580MPa以上の高強度と、目標の20℃でのシャルピー衝撃試験の吸収エネルギーvＥ20が80Ｊ以上の高靭性を、保持する高張力厚鋼板となっている。なお、温間多パス圧延後に焼鈍処理を施すことにより、強度−靭性バランスが向上した厚鋼板となっている（鋼板No.26、No.27、No.28）。
一方、本発明の範囲を外れる比較例は、強度が不足しているか、あるいは靭性が不足しているか、あるいは強度、靭性ともに低下している。
【００４１】
Si含有量が本発明範囲を低く外れる比較例（鋼板No.１、No.２、No.５、No.11）では、引張強さTSが目標値を満足していない。また、Si含有量が本発明範囲を高く外れる比較例（鋼板No.10 ）では、靭性が低下している。また、所定の温間圧延域における累積圧下率が本発明範囲を低く外れる比較例（鋼板No.20、25）は、フェライトの連続再結晶が全く発現せず、伸展したフェライト粒となり、靭性が顕著に低下している。また、鋼片の加熱温度がAc１変態点を超えた比較例（鋼板No.24）では、一部オーステナイト化した状態で多パス圧延を施されたため、所定の温度域における累積圧下率が不足し、結果として20℃での吸収エネルギーが低下している。また、焼鈍処理の焼鈍温度が本発明の好適範囲を高く外れる比較例（鋼板No.29）は、強度が低下するとともに、焼鈍処理後の冷却時に硬質相が生成し靭性が低下し、強度−靭性バランスの改善が認められない。