JP2023067193A - 高強度鋼板およびその製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】降伏強度と引張強度が高く、伸び特性と母材の低温靱性に優れると共に、大入熱ＨＡＺ特性にも優れた高強度鋼板と、該高強度鋼板の製造方法を提供する。【解決手段】所定の化学成分組成を有すると共に、所定の式（１）で表されるＰｃｍが０．３０以下、所定の式（２）で表されるＣｅｑが０．６０以上、０．７５以下、所定の式（３）で表されるＢＴ値が２．５０以上、３．００以下、および所定の式（４）で表されるＬＣＢ値が２５以上、４５以下であり、鋼組織が、ベイナイト及びマルテンサイトの合計面積率が９６．０％以上、ＭＡ（Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ－Ａｕｓｔｅｎｉｔｅ ｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔ）の面積率が４．０％以下、および旧オーステナイト粒の圧延方向の長さを板厚方向の長さで除した値であるアスペクト比が３以上、２０以下を満たす、高強度鋼板。【選択図】なし

Description

本発明は、高強度鋼板およびその製造方法に関する。

橋梁、船舶、海洋構造物、圧力容器、ラインパイプなどの溶接構造物の材料として用いられる高強度鋼板には、例えば寒冷地で使用のための良好な低温靭性が求められる。例えば特許文献１には、引張強さが７８０ＭＰａ以上であって、特に母材靭性、ＨＡＺ靭性に優れた高張力鋼板が提案されている。特許文献１では、前記鋼板を得るため、成分的に、Ｃを極低量に制限した上で、母材靭性、ＨＡＺ靭性に悪影響を与えるＮｂ、Ｖ、Ｍｏの添加を抑制し、焼き入れ性向上元素であるＭｎ、Ｎｉ、Ｃｕを積極的に添加することによって、熱間圧延後の冷却速度を特に制御することなく、高冷却速度から低冷却速度のいずれにおいても、ベイニティックフェライトを主体とする組織を生成させるとともに、極低温圧延を積極的に行うことによってベイナイトブロックの微細化を図ることが提案されている。

また特許文献２と特許文献３には、引張強さが７８０ＭＰａ以上であって、降伏強度、降伏比及び低温靱性に優れると共に、優れた伸び特性も示す高張力鋼板として、ベイナイト及びマルテンサイトの面積に対する炭化物の面積率を５％以下、且つ当該炭化物の平均円相当直径を０．１５μｍ以下に制御した鋼板が提案されている。特許文献２と特許文献３には、上記炭化物の形態の制御により、炭化物が微細分散し、例えば曲げ加工時等に炭化物を起点とした延性破壊が発生し難くなるため、伸び特性を向上できることが示されている。

特開２００５－５４２５０号公報 特開２０１９－１７３０５３号公報 特開２０１９－１７３０５４号公報

上記溶接構造物の材料として用いられる、例えば降伏強度７００ＭＰａ以上の高張力鋼板には、近年、より優れた低温靭性が備わっていることが求められる。例えば、鋼板を角形鋼管の製造に供する場合、曲げ内半径２．５ｔの非常に厳しい冷間曲げ加工が施される場合がある。冷間曲げ加工が施されると、鋼板にひずみが導入されて強度が高まり、相対的に母材の低温靱性が低下しやすい。よって、上記冷間曲げ加工の様な条件の厳しい加工後も、母材の高い低温靱性を維持することが望まれる。そのためには、鋼板が上記用途に適用されうることを想定し、鋼板の状態で優れた低温靭性、すなわち低温で高い衝撃吸収エネルギーを示す必要がある。また、鋼板に上記冷間曲げ加工を施す場合、優れた冷間曲げ加工性を発揮させる観点から、高強度でありながら伸び特性に優れていることも求められる。

さらに、溶接構造物に用いる鋼板には、構造物の施工効率向上と施工コスト低減の観点から、溶接構造物の製造時に７０ｋＪ／ｃｍを超える大入熱溶接が適用される。一般的に、大入熱溶接を行うと、溶接線近傍のボンド部と呼ばれる領域は、高温のオーステナイト（γ）領域に長時間保持された後徐冷されるため、加熱時のγ粒成長と、冷却過程での粗大フェライト（α）粒生成に代表される組織の粗大化が生じ易い。よって、大入熱溶接を施したときの溶接熱影響部のうちのボンド部の靱性（以下「大入熱ＨＡＺ靱性」ということがある）が高く、その結果、大入熱溶接後も安全性のより高い溶接構造物を得ることが求められている。

一方、上記特許文献１には、伸び特性が考慮されておらず、また、伸びを実現するための手段も検討されていない。更に、特許文献２および特許文献３には、大入熱溶接特性について何ら考慮されておらず、更に特許文献３は、鋼板の低温靱性についても何ら考慮されておらず、これらの特性の改良の余地があると思われる。本発明は、上記事情に鑑みてなされたものであって、降伏強度と引張強度が高く、伸び特性と母材の低温靱性に優れると共に、大入熱ＨＡＺ特性にも優れた高強度鋼板を提供することを目的とする。

本発明の態様１は、
Ｃ：０．０２０質量％以上、０．１０質量％以下、
Ｓｉ：０．１０質量％以上、０．６０質量％以下、
Ｍｎ：１．５５質量％以上、２．２０質量％以下、
Ｐ ：０質量％超、０．０１５質量％以下、
Ｓ ：０質量％超、０．００２質量％以下、
Ａｌ：０．０１５質量％以上、０．０７０質量％以下、
Ｔｉ：０．００５質量％以上、０．０２５質量％以下、
Ｎ ：０．００２５質量％以上、０．００６０質量％以下、
Ｃａ：０．０００５質量％以上、０．００３０質量％以下、
Ｂ ：０．０００５質量％以上、０．００３０質量％以下、
Ｃｕ：０．２０質量％以上、０．７０質量％以下、
Ｎｉ：１．０５質量％以上、２．２０質量％以下、
Ｃｒ：０．５０質量％以上、１．５０質量％以下、
Ｍｏ：０．２５質量％以上、０．６０質量％以下、および
Ｖ ：０．０１質量％以上、０．０７質量％以下
を含み、残部がＦｅ及び不可避不純物からなり、
下記式（１）で表されるＰｃｍが０．３０以下、
下記式（２）で表されるＣｅｑが０．６０以上、０．７５以下、
下記式（３）で表されるＢＴ値が２．５０以上、３．００以下、および
下記式（４）で表されるＬＣＢ値が２５以上、４５以下であり、
鋼組織が、
ベイナイト及びマルテンサイトの合計面積率が９６．０％以上、
ＭＡ（Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ－Ａｕｓｔｅｎｉｔｅ ｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔ）の面積率が４．０％以下、および
旧オーステナイト粒の圧延方向の長さを板厚方向の長さで除した値であるアスペクト比が３以上、２０以下を満たす、高強度鋼板である。
Ｐｃｍ＝［Ｃ］＋［Ｓｉ］／３０＋［Ｍｎ］／２０＋［Ｃｕ］／２０＋［Ｎｉ］／６０＋［Ｃｒ］／２０＋［Ｍｏ］／１５＋［Ｖ］／１０＋５×［Ｂ］ ・・・（１）
Ｃｅｑ＝［Ｃ］＋［Ｓｉ］／２４＋［Ｍｎ］／６＋［Ｎｉ］／４０＋［Ｃｒ］／５＋［Ｍｏ］／４＋［Ｖ］／１４ ・・・（２）
ＢＴ値＝０．８５×［Ｍｎ］＋０．３７×［Ｎｉ］＋０．４７×［Ｃｒ］＋０．３９×［Ｍｏ］ ・・・（３）
ＬＣＢ値＝（０．３３×［Ｍｎ］＋０．１５×［Ｎｉ］＋０．６９×［Ｃｒ］＋１．０１×［Ｍｏ］）／［Ｃ］ ・・・（４）
上記式（１）～（４）において、［Ｃ］，［Ｓｉ］，［Ｍｎ］，［Ｃｕ］，［Ｎｉ］，［Ｃｒ］，［Ｍｏ］，［Ｖ］および［Ｂ］は、それぞれＣ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｏ，ＶおよびＢの各含有量（質量％）を示し、含まない元素はゼロとする。

本発明の態様２は、
Ｎｂ：０質量％超、０．０２０質量％以下、Ｚｒ：０質量％超、０．０１０質量％以下、Ｍｇ：０質量％超、０．０１０質量％以下、およびＲＥＭ：０質量％超、０．０１０質量％以下よりなる群から選択される１種以上を更に含む、態様１に記載の高強度鋼板である。

本発明の態様３は、
態様１または態様２に記載の化学成分組成を有する鋼片を、表面温度が９５０℃以上、１２５０℃以下になるように加熱した後、表面温度が９５０℃以下の温度域で、累積圧下率が１０％以上、８０％以下、且つ圧延完了温度が表面温度で６８０℃以上、９５０℃以下となるように熱間圧延を行う未再結晶圧延工程を含む、圧延工程と、
圧延完了後に表面温度が３００℃以下となるまで空冷する冷却工程と、
上記冷却後に、表面温度が５４０℃以上、６４０℃以下の温度域で焼戻しを行う焼戻し工程と
を含む、態様１または態様２に記載の高強度鋼板の製造方法である。

本発明の態様４は、
態様１または態様２に記載の化学成分組成を有する鋼片を、表面温度が９５０℃以上、１２５０℃以下になるように加熱した後、表面温度が９５０℃以下の温度域で、累積圧下率が１０％以上、８０％以下、且つ圧延完了温度が表面温度で６８０℃以上、９５０℃以下となるように熱間圧延を行う未再結晶圧延工程を含む、圧延工程と、
圧延完了後に表面温度が３００℃以下となるまで空冷する冷却工程と、
表面温度が７５０℃以上であって下記式（５）で計算されるＡｃ３点未満となるように再加熱した後、１０℃／ｓ以上の平均冷却速度で表面温度が３００℃以下となるまで冷却する、再加熱・焼入れ工程と、
上記再加熱・焼入れ後に、表面温度が５４０℃以上、６４０℃以下の温度域で焼戻しを行う焼戻し工程と
を含む、態様１または態様２に記載の高強度鋼板の製造方法である。
Ａｃ３点＝－２３０．５×［Ｃ］＋３１．６×［Ｓｉ］－２０．４×［Ｍｎ］－３９．８×［Ｃｕ］－１８．１×［Ｎｉ］－１４．８×［Ｃｒ］＋１６．８×［Ｍｏ］＋９１２ ・・・（５）
上記式（５）において、［Ｃ］，［Ｓｉ］，［Ｍｎ］，［Ｃｕ］，［Ｎｉ］，［Ｃｒ］および［Ｍｏ］は、それぞれＣ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｃｕ，Ｎｉ，ＣｒおよびＭｏの各含有量（質量％）を示し、含まない元素はゼロとする。

本発明によれば、降伏強度と引張強度が高く、伸び特性と母材の低温靱性に優れると共に、大入熱ＨＡＺ特性にも優れた高強度鋼板と、該高強度鋼板の製造方法を提供できる。

本発明者らは鋭意検討した結果、所定の化学成分組成、特には、後述のＢＴ値、ＬＣＢ値等のパラメータの最適化、最適量のＭｏおよびＶを含有させると共に、鋼板の製造過程において、圧延条件と圧延後の冷却条件等を制御することにより、所望の強度として所望の引張強度と降伏強度、特には所望の降伏強度、伸び、母材の低温靭性および大入熱ＨＡＺ靭性の全てを兼ね備えた鋼板が得られることを見出した。

特に、所定量のＶを含有させることにより、Ｖの炭窒化物であるＶ（Ｃ，Ｎ）が鋼中に微細に分散し、強度（引張強度、降伏強度）、伸びを向上させ、特に圧延後の冷却が空冷である場合にも、高い降伏強度を確保することができる。さらに所定量のＶを含有させることにより、溶接時に、継手部に上記Ｖ（Ｃ，Ｎ）が析出して粒内フェライトの生成が促進され、継手部の組織が微細化することにより大入熱ＨＡＺ靱性を向上できる。そしてその結果、高強度（高い降伏強度と高い引張強度）、優れた伸び、および母材の優れた低温靭性と、優れた大入熱ＨＡＺ靭性の全てを併せて達成できることを見いだした。なお、本発明における「空冷」とは、圧延後の鋼板を大気中に放置し、周囲の大気により抜熱されることによる冷却を意味する。前記冷却の冷却速度は季節により異なりうるが、本発明には影響しない。また本明細書では、母材の低温靱性を「母材靱性」または「母材の靱性」ということがあり、大入熱ＨＡＺ靱性を「ＨＡＺ靱性」ということがある。以下、本実施形態の高強度鋼板（以下「鋼板」ということがある）の鋼組織、化学成分組成、特性、および高強度鋼板の製造方法について順に説明する。

１．鋼組織
以下に本発明の高強度鋼板の鋼組織の詳細を説明する。以下の鋼組織の説明では、そのような組織を有することにより各種の特性を向上できるメカニズムについて説明している場合がある。これらは本発明者らが現時点で得られている知見により考えたメカニズムであるが、本発明の技術的範囲を限定するものではないことに留意されたい。

［ベイナイト及びマルテンサイトの合計面積率が９６．０％以上］
鋼板の製造過程にて高温で変態が開始される等により、鋼板の鋼組織に占める軟質なフェライトの量が多くなると、高強度、特に、降伏強度７００ＭＰａ以上を満足することが困難になる。よって、高強度の確保にはベイナイト及びマルテンサイトを主体組織とすることが必要である。具体的には、ベイナイト及びマルテンサイトの合計面積率を、鋼の全組織に対して９６．０％以上とする必要がある。ベイナイト及びマルテンサイトの合計面積率が９６．０％を下回ると、鋼組織に占めるフェライトが増加し、上述の通り引張特性の確保が困難になる。ベイナイト及びマルテンサイトの合計面積率は、好ましくは９８％以上である。ベイナイト及びマルテンサイトの合計面積率は高いほどよく、上限は特に限定されず、最も好ましくは１００％である。なお、ベイナイトとマルテンサイトの個々の分率は特に限定されない。ベイナイトとマルテンサイトのうちの１以上が主体組織であればよく、例えばベイナイトの面積率が鋼の全組織に対して９６．０％以上でも問題なく、更にはベイナイトの面積率が鋼の全組織に対して１００％、すなわち鋼の全組織がベイナイトで形成されていてもよい。残部組織は後述のＭＡの面積率が４．０％以下であれば特に限定しない。ＭＡ以外の残部組織としては、例えばフェライト、パーライト等が挙げられる。

［ＭＡ（Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ－Ａｕｓｔｅｎｉｔｅ ｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔ）の面積率が４．０％以下］
高強度を確保するには、ＭＡの面積率を鋼の全組織に対して４．０％以下とする必要がある。ＭＡとは、ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ－ａｕｓｔｅｎｉｔｅ ｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔの略であり、マルテンサイトとオーステナイトの複合体（複合組織）である。ＭＡの面積率が４．０％を超えると、硬質なＭＡによる降伏比の低減効果により、降伏強度が低下し、高い降伏強度を達成することができない。加えて、硬質なＭＡが鋼組織中に分散すると、ＭＡを起点に亀裂が発生し、母材の高い低温靱性が得られない。ＭＡの面積率は、好ましくは１％以下である。ＭＡの面積率は少ないほどよく、下限は特に限定されず、最も好ましくは０％である。

［旧オーステナイト粒の圧延方向の長さを板厚方向の長さで除した値であるアスペクト比が３以上、２０以下］
前述の通り、例えば条件の厳しい冷間曲げ加工を行った後にも、母材の良好な低温靭性（ｖＥ－４０≧１００Ｊ）を確保するには、鋼組織を上述の通りベイナイト及びマルテンサイト主体とするとともに、旧オーステナイト粒の圧延方向の長さを板厚方向の長さで除した値であるアスペクト比を大きくする必要がある。ここで、「旧オーステナイト粒（旧γ粒）」とは、ベイナイトやマルテンサイトに変態する前の組織粒をいう。前記変態後も旧オーステナイト粒の粒界は残るため、それを旧γ粒と表現している。

前記アスペクト比は、母材の良好な低温靭性を確保するため３以上とする。前記アスペクト比は好ましくは４以上である。一方、前記アスペクト比が大きすぎると、母材の低温靱性がかえって劣り、－４０℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギーが小さくなる。よって、前記アスペクト比は２０以下とする。前記アスペクト比は好ましくは１０以下である。なお、上記「圧延方向」とは、鋼板の製造過程における圧延工程で１回以上の圧延パスのうち最終の圧延パス（最終パス）の圧延の方向をいう。本実施形態の製造方法で製造された鋼板では、特に、未再結晶圧延工程で１回以上の圧延パスのうち最終の圧延パス（最終パス）の圧延の方向をいう。

２．化学成分組成
以下に本実施形態に係る高強度鋼板の化学成分組成について説明する。

［Ｃ：０．０２０質量％以上、０．１０質量％以下］
Ｃは、鋼板の高強度化に寄与する元素である。Ｃ含有量が０．０２０質量％未満であると、所望の組織が十分得られず、必要な母材強度を確保することが困難になる。そのため、Ｃ含有量は０．０２０質量％以上とする。Ｃ含有量は、好ましくは０．０３０質量％以上、より好ましくは０．０４０質量％以上である。一方、Ｃは、ＨＡＺ靭性を劣化させる元素であり、また耐溶接割れ性を劣化させやすい元素でもある。Ｃ含有量が０．１０質量％を超えると、母材強度は確保しやすくなるが、鋼板表面部の硬さが大きくなり曲げ加工性が劣化する。更に、Ｃ含有量が過剰であると、ＭＡが残留しやすくなり、高強度と高い母材靭性を得ることが困難となる。また、焼戻し後に析出する炭化物のサイズ（炭化物の平均円相当直径）が大きくなり、伸び特性の低下を招く。これらの観点から、Ｃ含有量の上限は０．１０質量％とする。Ｃ含有量は、好ましくは０．０６５質量％以下、より好ましくは０．０６０質量％以下である。

［Ｓｉ：０．１０質量％以上、０．６０質量％以下］
Ｓｉは、脱酸材として有効な元素である。またＳｉは、母材強度の向上に有効な元素である。更に、Ｓｉはセメンタイトに固溶しにくい元素であるため、セメンタイトを微細分散させ、伸びの向上にも寄与する。これらの効果を発揮させるため、Ｓｉ量を０．１０質量％以上とする。Ｓｉ量は好ましくは０．１５質量％以上、より好ましくは０．２０質量％以上である。しかし、Ｓｉ含有量が過剰になると、ＭＡが形成され母材の強度と低温靭性の確保が困難となる。加えて、大入熱ＨＡＺ靭性と溶接性の劣化も招きやすくなる。よってＳｉ含有量は０．６０質量％以下とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは０．５０質量％以下、より好ましくは０．４０質量％以下である。

［Ｍｎ：１．５５質量％以上、２．２０質量％以下］
Ｍｎは、オーステナイトを安定化させ、変態温度を低温化させる元素である。またＭｎは、低温変態による結晶粒の微細化効果により母材の低温靱性の確保に有効な元素である。更にＭｎは、焼入れ性を向上させることによる強度向上に有効な元素である。更には、Ｍｎは、低温変態により鋼中セメンタイトをベイナイト中に微細分散させ、伸びの向上に寄与する元素でもある。これらの効果を発揮させるため、Ｍｎ量を１．５５質量％以上とする。Ｍｎ量は、好ましくは１．６０質量％以上である。しかし、Ｍｎを過剰に含有させると、伸び特性、母材の低温靭性および大入熱ＨＡＺ靭性がかえって劣化する。そのため、Ｍｎ含有量の上限は２．２０質量％とする。好ましい上限は２．１０質量％である。Ｍｎ含有量は、２．００質量％以下であってもよい。

［Ｐ：０質量％超、０．０１５質量％以下］
Ｐ（リン）は、母材の低温靱性と大入熱ＨＡＺ靭性に悪影響を及ぼす元素である。そのため、Ｐ含有量を０．０１５質量％以下に抑える必要がある。Ｐ含有量は、好ましくは０．００９０質量％以下に抑える。Ｐ量は、少なければ少ないほど好ましいが、通常０．００１質量％以上含まれうる。

［Ｓ：０質量％超、０．００２質量％以下］
Ｓ（硫黄）は、ＭｎＳを形成して母材の低温靱性と大入熱ＨＡＺ靭性、更には母材の伸びを劣化させる元素である。そのため、Ｓ含有量は０．００２質量％以下とする。Ｓ含有量は、好ましくは０．００１０質量％以下に抑える。Ｓ量は、少なければ少ないほど好ましいが、通常０．０００５質量％以上含まれうる。

［Ａｌ：０．０１５質量％以上、０．０７０質量％以下］
Ａｌは、脱酸に必要な元素であり、０．０１５質量％以上含有させる。Ａｌ量は好ましくは０．０２０質量％以上である。一方、Ａｌを過剰に含有させると、アルミナ系の粗大な介在物が形成され母材の低温靱性が低下する。そのため、Ａｌ含有量は０．０７０質量％以下とする。Ａｌ含有量は好ましくは０．０４０質量％以下である。

［Ｔｉ：０．００５質量％以上、０．０２５質量％以下］
Ｔｉは、高強度の確保、母材の低温靭性と大入熱ＨＡＺ靭性の向上に寄与する元素である。詳細には、Ｔｉは、Ｎと窒化物（ＴｉＮ）を形成し、母材の組織の微細化に作用して母材の低温靱性の向上に寄与する。また、ＨＡＺにおけるオーステナイト粒（γ粒）の粗大化を防止し、ＨＡＺの組織を微細化することで大入熱ＨＡＺ靭性の向上に寄与する。更にＴｉは、Ｂと組み合わせて使用することにより、フリーＢを形成して焼入れ性を高め、強度の向上に寄与する。これらの効果を発揮させるには、Ｔｉを０．００５質量％以上含有させる必要がある。Ｔｉ量は、好ましくは０．０１０質量％以上である。しかし、Ｔｉ含有量が過剰であると、ＴｉＮの他にＴｉＣが析出し、母材の低温靭性と大入熱ＨＡＺ靭性が劣化する。よってＴｉ含有量は０．０２５質量％以下、好ましくは０．０２０質量％以下とする。

［Ｎ：０．００２５質量％以上、０．００６０質量％以下］
Ｎは、ＴｉとＴｉＮを形成し、溶接時におけるγ粒の粗大化を防止し、大入熱ＨＡＺ靭性を向上させるのに有効な元素である。また母材の低温靱性の向上にも寄与する。Ｎ含有量が０．００２５質量％未満であると、ＴｉＮが不足し、上記γ粒が粗大になり、大入熱ＨＡＺ靭性が劣化する。また、母材の低温靱性も劣化する。そのため、Ｎ含有量は０．００２５質量％以上、好ましくは０．００３０質量％以上とする。一方、Ｎ含有量が過剰になり、０．００６０質量％を超えると、ＢＮが形成されて、母材の強度と低温靭性、および大入熱ＨＡＺ靭性が劣化する。そのため、Ｎ含有量の上限は０．００６０質量％とする。Ｎ含有量は、好ましくは０．００５５質量％以下である。

［Ｃａ：０．０００５質量％以上、０．００３０質量％以下］
Ｃａは、ＭｎＳを球状化し、母材の低温靭性および耐溶接割れ性の向上に有効に作用する元素である。更にＣａは、溶鋼中で低融点のＡｌ－Ｃａ酸化物を形成し、酸化物の凝集合体を防ぐ効果があり、大入熱ＨＡＺ靭性の改善に寄与する元素である。これらの効果を有効に発揮させるため、Ｃａを０．０００５質量％以上、より好ましくは０．００１０質量％以上含有させる。しかし、Ｃａ含有量が過剰であると、介在物が粗大化し、母材靭性を劣化させる。そのため、Ｃａ含有量の上限は０．００３０質量％とする。Ｃａ含有量の上限は０．００２５質量％とすることが好ましい。

［Ｂ：０．０００５質量％以上、０．００３０質量％以下］
Ｂは、溶接熱影響部においてオーステナイト粒界に偏析して粒界からの粗大なフェライト析出を抑制し、ＨＡＺ靭性向上に有効な元素である。またＴｉと共に含有させることにより、焼入れ性を高め、強度の向上に寄与する。そのため、Ｂは０．０００５質量％以上含有させる。Ｂ量は、好ましくは０．０００８質量％以上である。しかし、Ｂ含有量が過剰であると、粗大な析出物が形成されて焼入れ性がかえって低下する。そのため、Ｂ含有量の上限は０．００３０質量％とする。Ｂ量は、好ましくは０．００２５質量％以下、より好ましくは０．００２０質量％以下である。

［Ｃｕ：０．２０質量％以上、０．７０質量％以下］
Ｃｕは、溶接性とＨＡＺ靭性に大きな悪影響を及ぼすことなく、母材の強度と靭性を向上させるのに有効な元素である。該効果を有効に発揮させるため、Ｃｕ量は０．２０質量％以上とする。Ｃｕ量は、好ましくは０．３０質量％以上、より好ましくは０．３５質量％以上である。しかし、原料コストを低減する観点から、Ｃｕは少ない方がよい。そのため、Ｃｕ量は０．７０質量％以下、好ましくは０．６０質量％以下、より好ましくは０．５０質量％以下とする。

［Ｎｉ：１．０５質量％以上、２．２０質量％以下］
Ｎｉは、溶接性とＨＡＺ靭性に大きな悪影響を及ぼすことなく、母材の強度と靭性を向上させるのに有効な元素である。該効果を有効に発揮させるため、Ｎｉ量は１．０５質量％以上とする。Ｎｉ量は、好ましくは１．１０質量％以上、より好ましくは１．２０質量％以上である。しかし、原料コストを低減する観点から、Ｎｉは少ない方がよい。そのため、Ｎｉ量は２．２０質量％以下、好ましくは２．００質量％以下、より好ましくは１．９０質量％以下とする。

［Ｃｒ：０．５０質量％以上、１．５０質量％以下］
Ｃｒは高強度化に寄与する元素である。加えて、Ｃｒは合金炭化物を形成して安定化させる元素であり、炭化物のサイズを抑える効果がある。これらの効果を有効に得るため、Ｃｒ量は０．５０質量％以上、好ましくは０．６０質量％以上とする。一方、原料コスト低減の観点から、Ｃｒ量は１．５０質量％以下、好ましくは０．９５質量％以下、より好ましくは０．８０質量％以下とする。

［Ｍｏ：０．２５質量％以上、０．６０質量％以下］
Ｍｏは、本発明において重要な元素の一つである。Ｍｏは炭化物として鋼中に微細に分散し、強度を向上させる効果を有する。特に、鋼板の製造過程における圧延後の冷却が加速冷却よりも冷却速度の緩やかな空冷であっても、高い降伏強度を確保するために必要な元素である。該効果を得るため、Ｍｏ量は０．２５質量％以上、好ましくは０．３０質量％以上、より好ましくは０．４０質量％以上とする。一方、Ｍｏ量が多すぎるとＨＡＺ靭性の劣化を招くため、Ｍｏ量は０．６０質量％以下、好ましくは０．５０質量％以下とする。

［Ｖ：０．０１質量％以上、０．０７質量％以下］
Ｖも、本発明において重要な元素の一つである。Ｖは、Ｖ炭窒化物（「Ｖ（Ｃ，Ｎ）」と示すこともある）として鋼中に微細に分散し、強度、伸びを向上させる効果を有する。特に、鋼板の製造過程における圧延後の冷却が加速冷却よりも冷却速度の緩やかな空冷であっても、高い降伏強度を確保するために必要な元素である。さらに、継手部ではＶ（Ｃ，Ｎ）の析出により粒内フェライトの生成が促進され、継手部の組織が微細化することにより大入熱ＨＡＺ靱性が向上する。これらの効果を得るため、Ｖ量は０．０１質量％以上、好ましくは０．０２質量％以上とする。一方、Ｖ量が多すぎる場合、粗大Ｖ（Ｃ，Ｎ）が析出して大入熱ＨＡＺ靭性がかえって劣化しやすい。よってＶ量は、０．０７質量％以下、好ましくは０．０６質量％以下、より好ましくは０．０５質量％以下とする。

［残部がＦｅ及び不可避不純物］
上記元素を含み、残部は、Ｆｅ及び不可避不純物からなる。不可避不純物としては、原料、資材、製造設備等の状況によって持ち込まれる微量元素（例えば、Ａｓ、Ｓｂ、Ｓｎなど）の混入が許容される。なお、例えば、ＰおよびＳのように、通常、含有量が少ないほど好ましく、従って不可避不純物であるが、その組成範囲について上記のように別途規定している元素がある。このため、本明細書において、残部を構成する「不可避不純物」という場合は、別途その組成範囲が規定されている元素を除いた概念である。

本実施形態に係る高強度鋼板は、化学成分組成において、以上に述べた元素を含んでいればよい。下記に述べる選択元素は、含まれていなくてもよいが、上記元素と共に必要に応じて含有させることにより、大入熱ＨＡＺ靱性等の更なる向上に寄与する。以下、選択元素について説明する。

［Ｎｂ：０質量％超、０．０２０質量％以下、Ｚｒ：０質量％超、０．０１０質量％以下、Ｍｇ：０質量％超、０．０１０質量％以下、およびＲＥＭ：０質量％超、０．０１０質量％以下よりなる群から選択される１種以上］
これらの元素は、母材とＨＡＺの結晶粒の微細化に寄与し、母材と大入熱ＨＡＺの靱性等の更なる向上に有効な元素である。以下、各元素について説明する。

Ｎｂは、製造過程でのオーステナイト結晶粒の再結晶抑制効果を通じて、フェライト結晶粒の微細化に寄与する元素である。当該効果を得るため、Ｎｂ量は０質量％超とすることが好ましく、より好ましくは０．００３質量％以上である。Ｎｂ含有量は、更に好ましくは０．００８質量％以上である。一方、Ｎｂ含有量が過剰になると母材靭性が低下するため、その上限を０．０２０質量％とすることが好ましい。Ｎｂ含有量は、より好ましくは０．０１８質量％以下、更に好ましくは０．０１５質量％以下である。

Ｚｒは、Ｔｉと同様に窒化物を形成し、大入熱ＨＡＺ靱性を向上させるのに有効な元素である。該効果を得るため、Ｚｒ含有量は、０質量％超とすることが好ましく、より好ましくは０．０００１質量％以上、更に好ましくは０．０００５質量％以上、より更に好ましくは０．００１０質量％以上とする。一方、Ｚｒ含有量が過剰になると清浄度の低下を招く。従ってＺｒ含有量は、好ましくは０．０１０質量％以下、より好ましくは０．００５質量％以下、更に好ましくは０．００３質量％以下とする。

Ｍｇは、酸化物、硫化物および酸硫化物等を形成し、ＨＡＺの結晶粒の粗大化防止に有効な元素である。該効果を得るため、Ｍｇ含有量は、０質量％超とすることが好ましく、より好ましくは０．０００１質量％以上、更に好ましくは０．０００５質量％以上、より更に好ましくは０．００１０質量％以上とする。一方、Ｍｇ含有量が過剰になると清浄度が低下する。従って、Ｍｇ含有量は、好ましくは０．０１０質量％以下、より好ましくは０．００５質量％以下、更に好ましくは０．００３質量％以下とする。

ＲＥＭ（希土類元素）は、酸化物、硫化物および酸硫化物等を形成し、ＨＡＺの結晶粒の粗大化防止に有効な元素である。該効果を得るため、ＲＥＭ含有量は、０質量％超とすることが好ましく、より好ましくは０．０００１質量％以上、更に好ましくは０．０００５質量％以上、より更に好ましくは０．００１０質量％以上である。一方、ＲＥＭ含有量が過剰になると清浄度が低下する。従って、ＲＥＭ含有量は、好ましくは０．０１０質量％以下、より好ましくは０．００５質量％以下、更に好ましくは０．００３質量％以下とする。上記「ＲＥＭ含有量」とは、Ｓｃ、Ｙの２元素と、ＬａからＬｕまでの１５元素の計１７元素の合計含有量を意味し、「ＲＥＭを含有する」とは、これら１７元素から選択される１つ以上を含有することを意味する。

［下記式（１）で表されるＰｃｍが０．３０以下
Ｐｃｍ＝［Ｃ］＋［Ｓｉ］／３０＋［Ｍｎ］／２０＋［Ｃｕ］／２０＋［Ｎｉ］／６０＋［Ｃｒ］／２０＋［Ｍｏ］／１５＋［Ｖ］／１０＋５×［Ｂ］ ・・・（１）
上記式（１）において、［Ｃ］，［Ｓｉ］，［Ｍｎ］，［Ｃｕ］，［Ｎｉ］，［Ｃｒ］，［Ｍｏ］，［Ｖ］および［Ｂ］は、それぞれＣ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｏ，ＶおよびＢの各含有量（質量％）を示し、含まない元素はゼロとする。下記式（２）～（４）についても同じである。］
Ｐｃｍは溶接割れ感受性組成と呼ばれ、厚肉で拘束度が大きい鋼板においても溶接割れを安定して抑制するには、０．３０以下とする必要がある。本発明は、Ｐｃｍを０．３０以下とすることにより、溶接割れを安定して抑制することができる。Ｐｃｍは、好ましくは０．２９以下である。Ｐｃｍの値は小さいほど好ましく、Ｐｃｍの下限は特に限定されないが、本実施形態の鋼板の化学成分組成では、Ｐｃｍの下限はおおよそ０．２４程度となる。

［下記式（２）で表されるＣｅｑが０．６０以上、０．７５以下
Ｃｅｑ＝［Ｃ］＋［Ｓｉ］／２４＋［Ｍｎ］／６＋［Ｎｉ］／４０＋［Ｃｒ］／５＋［Ｍｏ］／４＋［Ｖ］／１４ ・・・（２）］
Ｃｅｑは炭素当量と呼ばれるパラメータである。製造過程において圧延後の冷却が加速冷却よりも冷却速度の緩やかな空冷であってもベイナイトまたはマルテンサイト主体組織を確保するため、Ｃｅｑを０．６０以上とする。Ｃｅｑは、好ましくは０．６２以上、より好ましくは０．６５以上である。Ｃｅｑの上限は特に限定されないが、溶接性を確保する観点から０．７５程度となる。

［下記式（３）で表されるＢＴ値が２．５０以上、３．００以下
ＢＴ値＝０．８５×［Ｍｎ］＋０．３７×［Ｎｉ］＋０．４７×［Ｃｒ］＋０．３９×［Ｍｏ］ ・・・（３）］
本発明の製造方法において、ＤＱプロセスを用いず空冷等の比較的遅い冷却速度で冷却する場合に、高い降伏強度を得るには、変態後の組織に占めるベイナイト分率を高めることが重要であり、そのためには、オーステナイト相を熱力学的に安定化させることにより高温域でのフェライト変態を抑制することが重要である。そしてそのためにはＭｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、およびＭｏの含有量を最適化する必要がある。本発明者らは、該元素の含有量の最適化のためのパラメータとしてＢＴ値を見いだした。ＢＴ値を表す上記式（３）における各元素の係数は、空冷時に各元素が示すオーステナイト安定化効果の程度から実験的に求めたものである。ＢＴ値が２．５０を下回ると、ベイナイト分率が低下し所望の組織が得られない。よってＢＴ値は２．５０以上とする。ＢＴ値は好ましくは２．６５以上である。一方、ＢＴ値が３．００を上回ると、変態温度が低くなりすぎて、著しい硬化による母材の靭性劣化を招く。ＢＴ値は好ましくは２．９０以下、より好ましくは２．８０以下である。

［下記式（４）で表されるＬＣＢ値が２５以上、４５以下
ＬＣＢ値＝（０．３３×［Ｍｎ］＋０．１５×［Ｎｉ］＋０．６９×［Ｃｒ］＋１．０１×［Ｍｏ］）／［Ｃ］ ・・・（４）］
７０ｋＪ／ｃｍを超えるような大入熱溶接においてＨＡＺ靱性を確保するには、ＨＡＺ組織を微細化し、さらにＭＡを低減させることが重要である。ここで、溶接熱影響部の中でも特に粗粒域のＣＧＨＡＺ（粗粒熱影響部）組織を微細化させるには、オーステナイトからベイナイトへの変態温度を低温化させることが重要であり、そのためには、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏの含有量を最適化する必要がある。また、ＭＡを低減させるには、Ｃ含有量を低減すると同時に上述の変態温度を適正化する必要がある。これらを包括的に説明するパラメータとして、本発明者らはＬＣＢ値を見いだした。ＬＣＢ値を説明する式（４）における各元素の係数は、各元素の、溶接熱履歴における変態温度を低下させる効果の程度から実験的に求めたものである。ＬＣＢ値が２５を下回ると、組織の粗大化やＭＡの増加が懸念される。よってＬＣＢ値は２５以上とする。ＬＣＢ値の下限は好ましくは２７であり、より好ましい下限は３０である。一方、ＬＣＢ値が４５を上回ると、変態温度が低くなりすぎて、著しい硬化による大入熱ＨＡＺの靭性劣化を招く。ＬＣＢ値の上限は好ましくは４０であり、より好ましい上限は３８である。

３．特性
上述のように本実施形態の高強度鋼板は、降伏強度、引張強度、伸び特性および母材の低温靱性に優れると共に、大入熱ＨＡＺ特性に優れている。

［強度（引張強度、降伏強度）］
引張強度（ＴＳ）は、７８０ＭＰａ以上であって、例えば９３０ＭＰａ以下の範囲とすることができる。降伏強度（ＹＰ）は、７００ＭＰａ以上である。

［伸び特性］
本発明では、伸び特性を、ＴＳと全伸び（Ｅｌ．）との積（ＴＳ×Ｅｌ．）で評価する。ＴＳ×Ｅｌ．は１９２００ＭＰａ％以上である。１９２００ＭＰａ％以上のＴＳ×Ｅｌ．を有することで、高強度と高い延性を同時に有する、高レベルの強度－延性バランスを得ることができる。ＴＳ×Ｅｌ．は、好ましくは１９４００ＭＰａ％以上、より好ましくは１９７００ＭＰａ％以上、更に好ましくは２００００ＭＰａ％以上である。

［母材の低温靱性］
本実施形態の鋼板は、母材の低温靱性を－４０℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギーで評価する。母材の－４０℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギー（ｖＥ－４０℃）は、１００Ｊ以上である。上記基準を達成する場合、例えば角形鋼管の製造で施されるような曲げ内半径２．５ｔの非常に厳しい冷間曲げ加工が施された場合であっても、高い低温靱性を維持できる。本実施形態の鋼板は、更に、１５０Ｊ以上のｖＥ－４０℃を達成しうる。

［大入熱ＨＡＺ靱性］
本実施形態の鋼板は、大入熱溶接したときに形成されるＨＡＺ（溶接熱影響部）が、優れた低温靭性を有する。具体的には、例えば、ＳＡＷの大入熱（７０ｋＪ／ｃｍ）溶接を施したときに、－１５℃でのＨＡＺ靭性が１５０Ｊを超える。

本実施形態に係る高強度鋼板は、板厚が例えば６ｍｍ以上、４０ｍｍ以下、更には３２ｍｍ以下であることが挙げられる。上記板厚の範囲内の場合に、本実施形態の製造方法によって、本実施形態の鋼板が得られやすいため好ましい。

４．製造方法
次に本実施形態に係る高強度鋼板の製造方法について説明する。本実施形態の高強度鋼板の製造方法は、Ｖ（Ｃ，Ｎ）の析出により、特に所望の大入熱ＨＡＺ靱性を確保し、更に鋼板の平坦度を確保するため、圧延後の冷却を比較的遅くすることに特徴がある。

本実施形態の一つの高強度鋼板の製造方法（以下「第１製造方法」）は、前記化学成分組成を有する鋼片を、表面温度が９５０℃以上、１２５０℃以下になるように加熱した後、表面温度が９５０℃以下の温度域で、累積圧下率が１０％以上、８０％以下、且つ圧延完了温度が表面温度で６８０℃以上、９５０℃以下となるように熱間圧延を行う未再結晶圧延工程を含む、圧延工程と、
圧延完了後に表面温度が３００℃以下となるまで空冷する冷却工程と、
上記冷却後に、表面温度が５４０℃以上、６４０℃以下の温度域で焼戻しを行う焼戻し工程とを含む。

本実施形態の他の高強度鋼板の製造方法（以下「第２製造方法」）は、前記第１製造方法の冷却工程と焼戻し工程の間に、表面温度が７５０℃以上であって下記式（５）で計算されるＡｃ３点未満となるように再加熱した後、１０℃／ｓ以上の平均冷却速度で表面温度３００℃以下まで冷却する再加熱・焼入れ工程が含まれる。
Ａｃ３点＝－２３０．５×［Ｃ］＋３１．６×［Ｓｉ］－２０．４×［Ｍｎ］－３９．８×［Ｃｕ］－１８．１×［Ｎｉ］－１４．８×［Ｃｒ］＋１６．８×［Ｍｏ］＋９１２ ・・・（５）
上記式（５）において、［Ｃ］，［Ｓｉ］，［Ｍｎ］，［Ｃｕ］，［Ｎｉ］，［Ｃｒ］および［Ｍｏ］は、それぞれＣ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｃｕ，Ｎｉ，ＣｒおよびＭｏの各含有量（質量％）を示し、含まない元素はゼロとする。

以下では、第１製造方法と第２製造方法で共通する、加熱と圧延工程、圧延後の冷却工程、焼戻し工程についてまず説明する。

［表面温度が９５０℃以上、１２５０℃以下になるように加熱］
前記化学成分組成を満たす鋼片を、表面温度が９５０℃以上、１２５０℃以下に加熱する。加熱温度が低いと元素の固溶が小さく、炭窒化物が再固溶せずその後の圧延及び熱処理で粗大化する。そのため、加熱温度は表面温度で９５０℃以上とする。加熱温度は好ましくは表面温度で１０００℃以上である。一方、加熱温度が高すぎると、γ（オーステナイト）粒が粗大となり、母材の高い低温靱性の確保が困難となる。そのため、加熱温度は表面温度で１２５０℃以下とする。加熱温度は好ましくは表面温度で１２００℃以下である。前記鋼片は通常行われる方法で溶製、鋳造等を行い製造すればよい。

［圧延工程]
本実施形態の製造方法における圧延工程は、表面温度が９５０℃以下の温度域で、累積圧下率が１０％以上、８０％以下、且つ圧延完了温度が表面温度で６８０℃以上、９５０℃以下となるように熱間圧延を行う未再結晶圧延工程を含む。

未再結晶圧延工程では、オーステナイトが再結晶しない、いわゆる未再結晶域である９５０℃以下の温度域で、当該温度域における累積圧下率が１０％以上、８０％以下、且つ圧延完了温度ＦＲＴ（Ｆｉｎｉｓｈｉｎｇ Ｒｏｌｌｉｎｇ Ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ）が６８０℃以上、９５０℃以下となるように熱間圧延を行う。優れた母材の低温靱性と所望の降伏強度を確保するには、この未再結晶域で累積圧下率を１０％以上確保することが必要である。前記累積圧下率は、好ましくは４０％以上である。一方、未再結晶域の累積圧下率が８０％を超えると、γ（オーステナイト）粒のアスペクト比が大きくなりすぎて、母材の低温靭性が低下する。そのため、未再結晶域の累積圧下率は８０％以下とする。前記累積圧下率は、好ましくは７５％以下である。また、圧延完了温度ＦＲＴが６８０℃を下回ると、生産性の低下に繋がる。そのため、圧延完了温度ＦＲＴは６８０℃以上、９５０℃以下とする。圧延完了温度ＦＲＴは、例えば７００℃以上、更には７５０℃以上であってもよい。未再結晶圧延工程の圧延パスの回数は１回以上であればよい。なお、累積圧下率は対象とする各圧延パスにおける圧下率の和であり、下記式（６）で求めた各圧延パスにおける圧下率の総和として求めることができる。
圧下率（％）＝（Ｈ_０－Ｈ_１）／Ｈ_０×１００ ・・・（６）
ここで、Ｈ_０は、圧延パスの入側板厚（ｍｍ）であり、Ｈ_１は圧延パスの出側板厚（ｍｍ）である。

本実施形態の製造方法における圧延工程は、未再結晶圧延工程が上記条件を満たしていればよく、その他の条件は特に問わない。圧延工程は、再結晶域での圧延工程を含みうるがその条件は特に限定されない。

［圧延後の冷却工程]
圧延後、表面温度が３００℃以下となるまで空冷する。冷却は、表面温度が３００℃以下となればよく、その下限は特に限定されない。一つの実施形態として、上記圧延完了温度から、表面温度が例えば室温またはそれ以上であって３００℃以下の温度まで冷却することが挙げられる。一つの実施形態として、例えば、表面温度が室温となるまで冷却することなく下記の再加熱を行ってもよい。

一般的な高強度鋼板の製造方法では、圧延後２００℃以下まで加速冷却（直接焼入れ；ＤＱ）が行われる。それに対して本発明では、圧延後の冷却でＶ（Ｃ，Ｎ）を適正に析出させ、優れた大入熱ＨＡＺ靱性を確保するため、２℃／ｓ未満の平均冷却速度で冷却、好ましくは空冷を行う。更に、例えば板厚が４０ｍｍ以下、更には３５ｍｍ以下の場合、上記加速冷却により平坦度の不良が生じやすく、結果として生産性の低下を招きやすい。よって高強度鋼板の板厚が前述の通り薄い場合、鋼板の平坦度確保の観点からも上記の通り冷却するのがよい。

鋼板の平坦度確保の観点から、圧延後、放冷することが好ましいが、水冷を除外するものではない。ただし、冷却速度が過剰に早いと、組織微細化に寄与するＶ炭窒化物が十分に析出せず、鋼板強度の低下と大入熱ＨＡＺ靭性の劣化を招く。よって、この圧延後の冷却工程では、上記の通り、平均冷却速度の上限を２℃／ｓ未満とする。一方、特許文献２では、圧延後の冷却速度が２℃／ｓ以上と比較的速い条件となっており、Ｖ炭窒化物によるＨＡＺ部の組織微細化を十分に図ることができず、良好な大入熱ＨＡＺ靱性の確保のためには、改良の余地があると考える。

［再加熱・焼入れ工程]
第２製造方法では、前記圧延後の冷却工程の後、表面温度が７５０℃以上、Ａｃ３点未満の二相域温度で焼入れを行う。大入熱ＨＡＺ靱性、強度の向上に寄与するＶ（Ｃ，Ｎ）等の析出物をより適正に析出させる場合には、この第２製造方法の通り、圧延し冷却後であって焼戻し工程の前に、表面温度が７５０℃以上、Ａｃ３点未満の温度域（二相域）に再加熱後、１０℃／ｓ以上の平均冷却速度で表面温度３００℃以下まで冷却を行うことが好ましい。上記二相域熱処理を実施することにより生成したベイナイト中に、微細なＶ（Ｃ，Ｎ）等の炭窒化物が生成し、大入熱ＨＡＺ靱性と強度の更なる向上が可能となる。この効果を発揮するには７５０℃以上の加熱が必要である。一方、Ａｃ３点よりも高温であると、過剰な高強度化、旧オーステナイト粒の粗大化による最終組織の粗大化により、母材の低温靱性が劣化する。よって圧延後の冷却工程の後、高温に加熱せず、第１製造方法の通り焼戻しを行うか、焼入れする場合であっても、第２製造方法の通り、焼入れ温度はＡｃ３点未満とする。好ましい二相域焼入れ温度の下限は７６０℃、好ましい二相域焼入れ温度の上限はＡｃ３点－１０℃である。Ａｃ３点（℃）は上記式（５）から求められる。

第２製造方法では、上記焼入れのための冷却を、上記二相域温度から１０℃／ｓ以上の平均冷却速度で表面温度３００℃以下まで行う。前記平均冷却速度は、更には２０℃／ｓ以上であってもよく、上限は４００℃／ｓ程度である。特許文献３では、Ａｃ３点以上の高い温度から焼入れが行われており、母材の良好な低温靱性の確保は難しいと思われる。また、特許文献３の鋼板はＶを含むものでもなく、優れた大入熱ＨＡＺ靱性の確保についても難しいとも思われ、例えば現場の施工効率向上と施工コスト低減の観点から改良の余地があると考える。

［焼戻し工程]
第１製造方法では冷却工程での冷却後、第２製造方法では上記再加熱・焼入れ工程の後に、焼戻しを行う。焼戻しは、表面温度が５４０℃以上、６４０℃以下の温度域で行う。焼戻しにより、ＭＡが低減し、強度および靱性の両立が可能となる。焼戻し温度の好ましい下限は表面温度で５５０℃であり、焼戻し温度の好ましい上限は表面温度で６３０℃である。

以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明する。本発明は以下の実施例によって制限を受けるものではなく、前述および後述する趣旨に合致し得る範囲で、適宜変更を加えて実施することも可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。

１．サンプル作製
表１に示した化学成分組成の鋼片を用い、表面温度が、試料Ｎｏ．１と２は１０７０℃、それ以外は１１００℃になるように加熱した後、表面温度が９５０℃以下の温度域で、表２に示す累積圧下率となるように、表２に示す圧延完了温度まで圧延を行った。圧延完了後は、表面温度が３００℃以下となるまで空冷した。なお、前記鋼片として、連続鋳造法を用いて得られたスラブまたは鋳型を用いた造塊法で得た鋳塊を用いた。

次いで、試料Ｎｏ．１および３～８については、表面温度が表２に示す焼戻し温度となるまで加熱して焼戻しを行い、サンプルを得た。また試料Ｎｏ．２については、表面温度が７８０℃となるまで加熱した後、２５℃／ｓの平均冷却速度で表面温度が室温となるまで冷却し、次いで、表面温度が表２に示す焼戻し温度となるまで加熱し、焼戻しを行ってサンプルを得た。サンプル（鋼板）の板厚を表２に示す。表２に示した各工程の温度は放射温度計を用いて表面温度を測定した値である。また、表１および後記の表３における数値の下線は、規定する範囲を外れた数値であることを示す。

作製したサンプルを用いて、鋼組織の観察と機械的特性の評価を下記の通り行った。

２．鋼組織
鋼組織の観察は以下のようにして実施した。
（１）圧延方向に平行でかつ鋼板表面に対して垂直な、鋼板表裏面を含む板厚断面を観察できるよう上記鋼板からサンプルを採取する。
（２）湿式エメリー研磨紙（＃１５０～＃１０００）での研磨、またはそれと同等の機能を有する研磨方法（ダイヤモンドスラリー等の研磨剤を用いた研磨等）により、観察面の鏡面仕上げを行う。
（３）研磨されたサンプルを、目的に応じて３％ナイタール溶液、レペラ溶液を用いて腐食し、結晶粒界、ＭＡを現出させる。
（４）ｔ（板厚）／４部位において、現出させた組織を光学顕微鏡により観察して（観察倍率：４００倍，観察領域：約２００μｍ×約１６０μｍ）、ポリゴナルフェライト（表３では「フェライト」と表記）、ベイナイト及びマルテンサイト、並びにＭＡの組織分率と、旧γ粒のアスペクト比とを算出した。算出された組織分率に基づいて、全組織に対するベイナイト及びマルテンサイトの面積率、全組織に対するフェライトの面積率、並びに、全組織に対するＭＡの面積率を算出した。これらの測定結果を表３に示した。

なお、ここでいうベイナイトは、上部ベイナイト、下部ベイナイト、ベイニティックフェライトなどが焼戻された組織をいうが、一般的に焼戻マルテンサイトも含め、これらの組織を選別することは難しいこと、組織が十分焼き戻されていることから、ポリゴナルフェライト（フェライト）、ＭＡ以外の組織を、ベイナイト及びマルテンサイトとした。なお、本実施例で使用したいずれの試験片にも、パーライト組織は含まれていないことも確認した。

３．機械的特性
＜引張試験＞
各鋼板サンプルの板厚ｔ／４位置から、圧延方向および板厚方向に垂直にＪＩＳ Ｚ ２２４１の４号試験片（丸棒形状）（丸棒の中心軸が板厚ｔ／４位置となるように採取）、またはＪＩＳ Ｚ ２２４１の１Ａ号試験片および５号試験片（平板引張、全厚採取）を用いて、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に従って引張り試験を実施した。そして、引張強度（ＴＳ）７８０ＭＰａ以上、９３０ＭＰａ以下、降伏強度７００ＭＰａ以上、およびＴＳ×Ｅｌ．が１９２００ＭＰａ％以上を満たすものを、高強度であって、伸び特性が優れていると評価した。

＜シャルピー衝撃試験（母材の低温靱性の評価）＞
試験片の中心軸が鋼板の板厚ｔ／４の深さの位置となり、試験片の長手方向が圧延方向と平行となるように、フルサイズのシャルピー衝撃試験片（ＪＩＳ Ｚ ２２０２のＶノッチ試験片）を各鋼板サンプルから３本ずつ採取した。得られたシャルピー衝撃試験片を用いて－４０℃でシャルピー衝撃試験を行い、シャルピー衝撃吸収エネルギーｖＥ－４０℃を測定した。これら各３本ずつのシャルピー衝撃試験測定結果の平均値を表３の「ｖＥ－４０℃」欄に示す。ｖＥ－４０℃が１００Ｊ以上を母材の低温靭性に優れていると判定した。

＜大入熱ＨＡＺ靱性の評価＞
鋼板サンプルのｔ／２位置から５５ｍｍ（圧延方向）×３２３ｍｍ（圧延方向と板厚方向に垂直な方向）×１２．５ｍｍ（板厚）の試験片を採取した（試験片の板厚方向の中心がｔ／２の位置となるように採取）。得られた試験片を１３７０℃で５秒間保持した後、９００℃までの冷却時間が６０秒、９００℃から５００℃までが８３秒、５００℃から２００℃までが７０秒となるように速度を制御して冷却した。これは、ＳＡＷの大入熱（７０ｋＪ／ｃｍ）溶接を施したときを模擬したボンド部の熱サイクルである。熱サイクルを施した後の試験片から、フルサイズのシャルピー衝撃試験片（ＪＩＳ Ｚ ２２０２のＶノッチ試験片）を３本ずつ採取し、－１５℃でシャルピー衝撃試験を行い、シャルピー衝撃吸収エネルギーｖＥ－１５℃を測定した。これら各３本ずつのシャルピー衝撃試験測定結果の平均値を表３の「ＨＡＺ靭性ｖＥ－１５℃」欄に示す。ＨＡＺ靭性ｖＥ－１５℃が１５０Ｊを超えるものを、大入熱ＨＡＺ靭性に優れると判定した。

表１～３の結果から次のことがわかる。試料Ｎｏ．１、２、３および７はいずれも、本発明の実施形態で規定する化学成分組成と製造方法の要件の全てを満足している。その結果、表３に示すように試料Ｎｏ．１、２、３および７は鋼組織の要件を満たし、特性として、引張強度、降伏強度、伸び特性および母材の低温靭性の何れもが優れている。更に、試料Ｎｏ．３および７の大入熱ＨＡＺ靭性の評価結果から、本発明の実施形態で規定する化学成分組成を満たす鋼板サンプルは、優れた大入熱ＨＡＺ靭性を示すことがわかる。試料Ｎｏ．１、２の大入熱ＨＡＺの実験値はないが、これらは試料Ｎｏ．３と同等の成分系であり、特に大入熱ＨＡＺ靭性への影響が大きいと考えられるＶ含有量とＬＣＢ値が同じであるため、試料Ｎｏ．３と同程度の大入熱ＨＡＺ靭性を示すと考えられる。

なお本実施例では、同じ化学成分組成を有する鋼片を用い、第２製造方法により得られた試料Ｎｏ．２の鋼板よりも、第１製造方法により得られた試料Ｎｏ．１の鋼板の方が、強度が高い。これは、試料Ｎｏ．１の鋼板は、試料Ｎｏ．２の鋼板よりも板厚が薄く、圧延後の冷却（空冷）速度が速いため高強度となったと考えられる。このことから、試料Ｎｏ．１と試料Ｎｏ．２の鋼板の板厚が同じである場合、第２製造方法により鋼板を製造すれば、強度の更なる向上、更には、微細なＶ（Ｃ，Ｎ）生成による大入熱ＨＡＺ靭性の更なる向上を達成しやすいと考えられる。

一方、試料Ｎｏ．４、５、６および８はいずれも、本発明の実施形態で規定する化学成分組成を満足していない。具体的に、試料Ｎｏ．４ではＳｉ含有量が規定範囲よりも少なく、降伏強度が７００ＭＰａに満たないためＴＳ×Ｅｌ．が小さく、伸び特性に劣る結果となった。試料Ｎｏ．５、６はいずれも、ＢＴ値が規定よりも小さく、鋼組織におけるベイナイト面積率が小さく、降伏強度が７００ＭＰａに満たなかった。試料Ｎｏ．８は、Ｖ含有量が規定範囲よりも少なく、降伏強度が７００ＭＰａを下回り、ＴＳ×Ｅｌ．も低く、更には大入熱ＨＡＺ靱性の値も１５０Ｊ以下であり低くなった。

Claims (4)

1. Ｃ：０．０２０質量％以上、０．１０質量％以下、
   Ｓｉ：０．１０質量％以上、０．６０質量％以下、
   Ｍｎ：１．５５質量％以上、２．２０質量％以下、
   Ｐ ：０質量％超、０．０１５質量％以下、
   Ｓ ：０質量％超、０．００２質量％以下、
   Ａｌ：０．０１５質量％以上、０．０７０質量％以下、
   Ｔｉ：０．００５質量％以上、０．０２５質量％以下、
   Ｎ ：０．００２５質量％以上、０．００６０質量％以下、
   Ｃａ：０．０００５質量％以上、０．００３０質量％以下、
   Ｂ ：０．０００５質量％以上、０．００３０質量％以下、
   Ｃｕ：０．２０質量％以上、０．７０質量％以下、
   Ｎｉ：１．０５質量％以上、２．２０質量％以下、
   Ｃｒ：０．５０質量％以上、１．５０質量％以下、
   Ｍｏ：０．２５質量％以上、０．６０質量％以下、および
   Ｖ ：０．０１質量％以上、０．０７質量％以下
   を含み、残部がＦｅ及び不可避不純物からなり、
   下記式（１）で表されるＰｃｍが０．３０以下、
   下記式（２）で表されるＣｅｑが０．６０以上、０．７５以下、
   下記式（３）で表されるＢＴ値が２．５０以上、３．００以下、および
   下記式（４）で表されるＬＣＢ値が２５以上、４５以下であり、
   鋼組織が、
   ベイナイト及びマルテンサイトの合計面積率が９６．０％以上、
   ＭＡ（Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ－Ａｕｓｔｅｎｉｔｅ ｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔ）の面積率が４．０％以下、および
   旧オーステナイト粒の圧延方向の長さを板厚方向の長さで除した値であるアスペクト比が３以上、２０以下を満たす、高強度鋼板。
   Ｐｃｍ＝［Ｃ］＋［Ｓｉ］／３０＋［Ｍｎ］／２０＋［Ｃｕ］／２０＋［Ｎｉ］／６０＋［Ｃｒ］／２０＋［Ｍｏ］／１５＋［Ｖ］／１０＋５×［Ｂ］ ・・・（１）
   Ｃｅｑ＝［Ｃ］＋［Ｓｉ］／２４＋［Ｍｎ］／６＋［Ｎｉ］／４０＋［Ｃｒ］／５＋［Ｍｏ］／４＋［Ｖ］／１４ ・・・（２）
   ＢＴ値＝０．８５×［Ｍｎ］＋０．３７×［Ｎｉ］＋０．４７×［Ｃｒ］＋０．３９×［Ｍｏ］ ・・・（３）
   ＬＣＢ値＝（０．３３×［Ｍｎ］＋０．１５×［Ｎｉ］＋０．６９×［Ｃｒ］＋１．０１×［Ｍｏ］）／［Ｃ］ ・・・（４）
   上記式（１）～（４）において、［Ｃ］，［Ｓｉ］，［Ｍｎ］，［Ｃｕ］，［Ｎｉ］，［Ｃｒ］，［Ｍｏ］，［Ｖ］および［Ｂ］は、それぞれＣ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｏ，ＶおよびＢの各含有量（質量％）を示し、含まない元素はゼロとする。
2. Ｎｂ：０質量％超、０．０２０質量％以下、Ｚｒ：０質量％超、０．０１０質量％以下、Ｍｇ：０質量％超、０．０１０質量％以下、およびＲＥＭ：０質量％超、０．０１０質量％以下よりなる群から選択される１種以上を更に含む、請求項１に記載の高強度鋼板。
3. 請求項１または請求項２に記載の化学成分組成を有する鋼片を、表面温度が９５０℃以上、１２５０℃以下になるように加熱した後、表面温度が９５０℃以下の温度域で、累積圧下率が１０％以上、８０％以下、且つ圧延完了温度が表面温度で６８０℃以上、９５０℃以下となるように熱間圧延を行う未再結晶圧延工程を含む、圧延工程と、
   圧延完了後に表面温度が３００℃以下となるまで空冷する冷却工程と、
   上記冷却後に、表面温度が５４０℃以上、６４０℃以下の温度域で焼戻しを行う焼戻し工程と
   を含む、請求項１または請求項２に記載の高強度鋼板の製造方法。
4. 請求項１または請求項２に記載の化学成分組成を有する鋼片を、表面温度が９５０℃以上、１２５０℃以下になるように加熱した後、表面温度が９５０℃以下の温度域で、累積圧下率が１０％以上、８０％以下、且つ圧延完了温度が表面温度で６８０℃以上、９５０℃以下となるように熱間圧延を行う未再結晶圧延工程を含む、圧延工程と、
   圧延完了後に表面温度が３００℃以下となるまで空冷する冷却工程と、
   表面温度が７５０℃以上であって下記式（５）で計算されるＡｃ３点未満となるように再加熱した後、１０℃／ｓ以上の平均冷却速度で表面温度が３００℃以下となるまで冷却する、再加熱・焼入れ工程と、
   上記再加熱・焼入れ後に、表面温度が５４０℃以上、６４０℃以下の温度域で焼戻しを行う焼戻し工程と
   を含む、請求項１または請求項２に記載の高強度鋼板の製造方法。
   Ａｃ３点＝－２３０．５×［Ｃ］＋３１．６×［Ｓｉ］－２０．４×［Ｍｎ］－３９．８×［Ｃｕ］－１８．１×［Ｎｉ］－１４．８×［Ｃｒ］＋１６．８×［Ｍｏ］＋９１２ ・・・（５）
   上記式（５）において、［Ｃ］，［Ｓｉ］，［Ｍｎ］，［Ｃｕ］，［Ｎｉ］，［Ｃｒ］および［Ｍｏ］は、それぞれＣ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｃｕ，Ｎｉ，ＣｒおよびＭｏの各含有量（質量％）を示し、含まない元素はゼロとする。