JP3891030B2 - 高強度鋼板及びその製造方法 - Google Patents
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、建築、海洋構造物、造船、土木、建設機械等の分野で使用される、高強度鋼板とその製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
溶接鋼構造物の大型化、またコスト削減の観点から、より高強度、高靭性を有する鋼板の需要が高まっている。通常、高強度高靭性鋼板は、焼入れ焼戻し処理や制御圧延・制御冷却を用いる、いわゆるＴＭＣＰ法により製造されるが、焼入れ焼戻し処理は時間と手間を要し、製造コスト高である。また、ＴＭＣＰ法を用いて鋼材の高強度化を行なう際には、鋼材への多量の合金元素の添加が必要であり、合金元素添加によるコスト上昇が問題となる。
【０００３】
焼入れ焼戻し処理の欠点を補うために、特公昭５３−６６１６号公報、特公昭５８−３０１１号公報には、圧延後そのまま焼入れを行う直接焼入れ技術が開示されているが、焼戻し工程を圧延・冷却ラインと別のラインで行うため従来の形式と大差がなく、製造効率、製造コストの改善には至らない。
【０００４】
一方、特許３０１５９２３号公報、特許３０１５９２４号公報には、圧延から焼入れ焼戻し処理までを同一ラインで行い、かつ急速加熱で保持時間無しの焼戻し処理を行う技術が開示されている。すべての工程を同一ラインで行うことで製造時間が短縮されるので、製造効率、製造コストが大幅に改善される。また、この技術で製造された鋼材は、急冷によってベイナイトまたはマルテンサイト組織とした後に、急速加熱焼戻しを行うことによって、過飽和に固溶した炭素が微細なセメンタイトとして析出し、さらに保持時間無しの焼戻し処理によりセメンタイトが粗大化しないため、強度靱性に優れている。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
しかし、特許３０１５９２３号公報、特許３０１５９２４号公報に記載の技術では、製造効率、製造コストを大幅に改善できるが、高強度の鋼を得るためには、その実施例が示すように、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す必要があるため、素材コストの上昇を招く。このように従来の技術では、多量の合金元素を添加することなく高強度鋼板を製造することは困難である。
【０００６】
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、多量の合金元素を添加することなく、低コストで製造できる、高強度鋼板とその製造方法を提供することにある。
【０００７】
【課題を解決するための手段】
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：０．０２％以上、０．０７％未満、Ｓｉ：０．０１〜０.５％、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ｍｏ：０．０５〜０．５％、Ｔｉ：０．０４％超、０．１０％以下、Ａｌ：０．０１〜０．０８％を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、原子％でのＣ量とＭｏ、Ｔｉの合計量の比であるＣ／（Ｍｏ+Ｔｉ）が０．５〜３．０であり、金属組織がフェライトとベイナイトの２相組織であり、フェライト相中にＴｉと、Ｍｏとを含む炭化物が分散析出していることを特徴とする、高強度鋼板。
【０００８】
（２）、さらに、質量％で、Ｎｂ：０．００５〜０．０７％および/またはＶ：０．００５〜０．１０％を含有し、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）が０．５〜３．０であり、フェライト相中にＴｉと、Ｍｏと、Ｎｂおよび／またはＶとを含む炭化物が分散析出していることを特徴とする（１）に記載の高強度鋼板。
【０００９】
（３）、さらに、質量％で、Ｃｕ：０．５０％以下、Ｎｉ：０．５０％以下、Ｃｒ：０．５０％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）または（２）に記載の高強度鋼板。
【００１０】
（４）、（１）ないし（３）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、７５０℃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３００〜６００℃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５５０〜７００℃まで再加熱を行うことを特徴とする、高強度鋼板の製造方法。
【００１１】
【発明の実施の形態】
本発明者らは多量の合金元素を添加することなく、低コストで製造できる、高強度鋼板の製造方法を鋭意検討し、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おいて、ベイナイト変態途中で再加熱を行うことによって、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によって、合金元素が少なく低成分系の鋼においても高強度化が可能になるという知見を得た。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を含む析出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という知見を得た。
【００１２】
本発明は上記のような、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が分散析出したフェライト相との２相組織を有する高強度鋼板とその製造方法に関するものであり、変態強化に加え析出強化を最大限に活用するため、合金元素を多量に添加する必要がなく、高強度化が達成できるものである。
【００１３】
以下、本発明の高強度鋼板について詳しく説明する。まず、本発明の高強度鋼板の組織について説明する。
【００１４】
本発明の鋼板の金属組織は実質的にフェライトとベイナイトの２相組織とする。本発明では、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が可能である。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を達成できる。一方で、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層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との２相組織であれば十分な強度を有するものとなる。フェライトとベイナイトとの２相組織に、マルテンサイトや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、フェライト相とベイナイト相以外の組織分率は少ない程良い。しかし、フェライト相とベイナイト相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５％以下の他の金属組織を、すなわちマルテンサイト、パーライト等を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分率を５％以上に、母材の靭性確保の観点からベイナイト分率を１０％以上にする事が望ましい。
【００１５】
次に、上記のフェライト相内に分散析出する析出物について説明する。
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より行われているが、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。
【００１６】
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。
【００１７】
本発明において鋼板内に分散析出する析出物である、ＭｏとＴｉとを主体とする複合炭化物は、以下に述べる成分の鋼に本発明の製造方法を用いて鋼板を製造することにより、フェライト相中に分散させて得ることができる。
【００１８】
次に、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。
【００１９】
Ｃ：０.０２以上、０.０７％未満とする。Ｃは炭化物として析出強化に寄与する元素であるが、０.０２％未満では十分な強度が確保できず、０.０７％以上では靭性を劣化させるため、Ｃ含有量を０.０２以上、０.０７％未満に規定する。
【００２０】
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。
【００２１】
Ｍｎ：０.５〜２.０％とする。Ｍｎは強度、靭性のため添加するが、０.５％未満ではその効果が十分でなく、２.０％を超えると溶接性が劣化するため、Mn含有量を０.５〜２.０％に規定する。
【００２２】
Ａｌ：０.０１〜０.０８％とする。Ａｌは脱酸剤として添加されるが、０.０１％未満では効果がなく、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０.０１〜０.０８％に規定する。
【００２３】
Ｍｏ：０.０５〜０.５％とする。Ｍｏは本発明において重要な元素であり、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、０.５％を超えると、コストの上昇、溶接性の劣化を招くことから、Ｍｏ含有量を０.０５〜０.５％に規定する。
【００２４】
Ｔｉ：０.０４％超、０.１０％以下とする。ＴｉはＭｏと同様に本発明において重要な元素である。０.０４％を超えて添加することで、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、強度上昇に寄与するのは０.１０％までであり、それ以上の添加はコスト上昇を招くため、Ｔｉ含有量は０.０４％超、０.１０％以下に規定する。
【００２５】
本発明の高強度鋼板は上記の成分の鋼を用いることで、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するためには、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の合計量の比である、Ｃ／(Ｍｏ＋Ｔｉ)は０.５〜３.０が好ましい。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。このとき各元素の原子％の含有量で表される、Ｃ／（Ｍｏ＋Ｔｉ）の値が０.５未満または３.０を越える場合はいずれかの元素量が過剰であり、本発明のTiとMoとを含む微細析出物以外の析出物や硬化相が生成し靭性の劣化を招くため、Ｃ／（Ｍｏ＋Ｔｉ）の値を０.５〜３.０とするのが好ましい。ただし、各元素記号は原子％での各元素の含有量である。なお、質量％の含有量を用いる場合には(C/12.01)/(Mo/95.9+Ti/47.9)で表される。
【００２６】
Ｎｂおよび／またはＶは、Ｔｉ及びＭｏとともに微細複合炭化物を形成するので、本発明の鋼板は、Ｎｂおよび／またはＶを含有してもよい。
【００２７】
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、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。しかし、０.００５％未満では効果がなく、０.０７％を超えると溶接割れを発生しやすくなるため、Ｎｂ含有量は０.００５〜０.０７％に規定する。
【００２８】
Ｖ：０.００５〜０.１０％とする。ＶもＮｂと同様に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。しかし、０.００５％未満では効果がなく、０.１０％を超えると溶接割れを発生しやすくなるため、Ｖ含有量は０.００５〜０.１０％に規定する。
【００２９】
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０.５〜３.０とすることが好ましい。本発明による高強度化は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０.５未満または３.０を越える場合はいずれかの元素量が過剰であり、本発明のTiとMoとを含む微細析出物以外の析出物や硬化相が生成し靭性の劣化を招くため、Ｃ／（Ｍｏ＋Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｖ）の値を０.５〜３.０とするのが好ましい。ただし、各元素記号は原子％の各元素の含有量である。なお、質量％の含有量を用いる場合には(C/12.01)/(Mo/95.9+Ti/47.9+Nb/92.91+V/50.94)で表される。
【００３０】
本発明では鋼板の強度靱性をさらに改善する目的で、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。
【００３１】
Ｃｕ：０.５０％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０.５０％を上限とする。
【００３２】
Ｎｉ：０.５０％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が、多く添加するとコスト的に不利になるため、添加する場合は０.５０％を上限とする。
【００３３】
Ｃｒ：０.５０％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０.５０％を上限とする。
【００３４】
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が、０.００５％を越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。
【００３５】
上記以外の残部は実質的にＦeからなる。残部が実質的にＦeからなるとは、本発明の作用効果を無くさない限り、不可避不純物をはじめ、他の微量元素を含有するものが本発明の範囲に含まれ得ることを意味する。
【００３６】
次に、本発明の高強度鋼板の製造方法について説明する。
【００３７】
本発明は、加速冷却時のベイナイト変態による変態強化と、加速冷却後の再加熱時にフェライト中に析出する微細炭化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が可能な技術である。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。
【００３８】
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：７５０℃以上で熱間圧延を行い、その後５℃/s以上の冷却速度で３００〜６００℃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５５０〜７００℃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。以下、各製造条件について詳しく説明する。
【００３９】
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が得られず、１３００℃を超えると靭性が劣化するため、１０００〜１３００℃とする。
【００４０】
圧延終了温度：７５０℃以上とする。圧延終了温度が低いと、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、強度が低下するため、圧延終了温度を７５０℃以上とする。
【００４１】
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未満では冷却時にフェライトを生成するため、ベイナイトによる強化が得られないだけでなく、７００℃以上の高温域でのフェライト変態時に生じた析出物が容易に粗大化するため、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。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。
【００４２】
冷却停止温度：３００〜６００℃とする。圧延終了後加速冷却でベイナイト変態域である３００〜６００℃まで急冷することにより、ベイナイト相を生成させ、かつ、ベイナイト変態途中で冷却を停止することによって、未変態のオーステナイトをその後の再加熱時にフェライトに変態させることが可能となる。さらに、過冷却により駆動力が大きくなるため、再加熱過程でのフェライト変態が促進され、短時間の再加熱でフェライト変態を完了させることが可能となる。冷却停止温度が３００℃未満では、ベイナイト変態がほぼ完了するためにその後の再加熱によって十分な量のフェライトが得られないだけでなく、島状マルテンサイト（ＭＡ）が生成するため再加熱時の微細炭化物の析出が不十分となり、また６００℃を超えるとフェライト変態の駆動力が十分でなく、再加熱時にフェライト変態が完了せずパーライトが析出するため微細炭化物の析出が不十分であり十分な強度が得られないため、加速冷却停止温度を３００〜６００℃に規定する。
【００４３】
加速冷却後直ちに０.５℃/s以上の昇温速度で５５０〜７００℃の温度まで再加熱を行う。このプロセスは本発明における重要な製造条件である。フェライト相の強化に寄与する微細析出物は、再加熱時のフェライト変態と同時に析出する。このような微細析出物を得るためには、加速冷却後直ちに５５０〜７００℃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℃未満ではフェライト変態が進行せずに、ベイナイト変態を生じるため、十分な析出強化が図れず、７００℃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５５０〜７００℃に規定する。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、フェライト変態が十分に進行するため、微細析出による高い強度が得られる。しかし、確実にフェライト変態を終了させるために、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低下を招く場合がある。また、再加熱後の冷却過程でもフェライト変態が進行するので、再加熱後の冷却速度は基本的には空冷とする。しかし、フェライト変態を阻害しない程度の早い冷却速度で冷却を行うこともできる。
【００４４】
加速冷却後の再加熱を行うための設備として、加速冷却を行な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事が好ましい。誘導加熱装置は均熱炉等に比べて温度制御が容易でありコストも比較的低く、冷却後の鋼板を迅速に加熱できるので特に好ましい。また複数の誘導加熱装置を直列に連続して配置することにより、ライン速度や鋼板の種類・寸法が異なる場合にも、通電する誘導加熱装置の数を任意に設定するだけで、昇温速度、再加熱温度を自在に操作することが可能である。
【００４５】
また、本発明の製造方法を実施するための設備の一例を図１に示す。図１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、インライン型誘導加熱装置５、ホットレベラー６が配置されている。インライン型誘導加熱装置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事によって、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。
【００４６】
【実施例】
表１に示す化学成分の鋼（鋼種Ａ〜Ｐ）を連続鋳造法によりスラブとし、これを用いて板厚１８、２６mmの厚鋼板（Ｎｏ.１〜３０）を製造した。
【００４７】
【表１】
【００４８】
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.１〜３０）の製造条件を表２に示す。
【００４９】
以上のようにして製造した鋼板のミクロ組織を、光学顕微鏡、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）により観察した。析出物の成分はエネルギー分散型Ｘ線分光法（ＥＤＸ）により分析した。また各鋼板の引張特性、母材靭性を測定した。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７００MPa以上（API X80グレード以上）を本発明に必要な強度とした。母材靭性（ｖＥ）については、−１０℃でのシャルピー吸収エネルギーが１００J以上の物を良好とした。
【００５０】
【表２】
【００５１】
表２において、本発明例であるＮｏ.１〜１８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７００MPa以上の高強度であり、かつ鋼板の組織は、実質的にフェライト＋ベイナイト２相組織であり、ＴｉとＭｏと、一部の鋼板についてはさらにＮｂおよび／またはＶとを含む粒径が１０nm未満の微細な炭化物の析出物が分散析出していた。
【００５２】
Ｎｏ.１９〜２５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２相組織にならない場合や、微細炭化物が分散析出しない場合があり、強度不足であった。Ｎｏ.２６〜３０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、靭性が劣っていた。
【００５３】
【発明の効果】
以上述べたように、本発明によれば、引張強度７００MPa以上の高強度を有する高強度鋼板を、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、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。
【図面の簡単な説明】
【図１】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】
１：圧延ライン、
２：鋼板、
３：熱間圧延機、
４：加速冷却装置、
５：インライン型誘導加熱装置、
６：ホットレベラー
【発明の属する技術分野】
本発明は、建築、海洋構造物、造船、土木、建設機械等の分野で使用される、高強度鋼板とその製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
溶接鋼構造物の大型化、またコスト削減の観点から、より高強度、高靭性を有する鋼板の需要が高まっている。通常、高強度高靭性鋼板は、焼入れ焼戻し処理や制御圧延・制御冷却を用いる、いわゆるＴＭＣＰ法により製造されるが、焼入れ焼戻し処理は時間と手間を要し、製造コスト高である。また、ＴＭＣＰ法を用いて鋼材の高強度化を行なう際には、鋼材への多量の合金元素の添加が必要であり、合金元素添加によるコスト上昇が問題となる。
【０００３】
焼入れ焼戻し処理の欠点を補うために、特公昭５３−６６１６号公報、特公昭５８−３０１１号公報には、圧延後そのまま焼入れを行う直接焼入れ技術が開示されているが、焼戻し工程を圧延・冷却ラインと別のラインで行うため従来の形式と大差がなく、製造効率、製造コストの改善には至らない。
【０００４】
一方、特許３０１５９２３号公報、特許３０１５９２４号公報には、圧延から焼入れ焼戻し処理までを同一ラインで行い、かつ急速加熱で保持時間無しの焼戻し処理を行う技術が開示されている。すべての工程を同一ラインで行うことで製造時間が短縮されるので、製造効率、製造コストが大幅に改善される。また、この技術で製造された鋼材は、急冷によってベイナイトまたはマルテンサイト組織とした後に、急速加熱焼戻しを行うことによって、過飽和に固溶した炭素が微細なセメンタイトとして析出し、さらに保持時間無しの焼戻し処理によりセメンタイトが粗大化しないため、強度靱性に優れている。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
しかし、特許３０１５９２３号公報、特許３０１５９２４号公報に記載の技術では、製造効率、製造コストを大幅に改善できるが、高強度の鋼を得るためには、その実施例が示すように、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す必要があるため、素材コストの上昇を招く。このように従来の技術では、多量の合金元素を添加することなく高強度鋼板を製造することは困難である。
【０００６】
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、多量の合金元素を添加することなく、低コストで製造できる、高強度鋼板とその製造方法を提供することにある。
【０００７】
【課題を解決するための手段】
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：０．０２％以上、０．０７％未満、Ｓｉ：０．０１〜０.５％、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ｍｏ：０．０５〜０．５％、Ｔｉ：０．０４％超、０．１０％以下、Ａｌ：０．０１〜０．０８％を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、原子％でのＣ量とＭｏ、Ｔｉの合計量の比であるＣ／（Ｍｏ+Ｔｉ）が０．５〜３．０であり、金属組織がフェライトとベイナイトの２相組織であり、フェライト相中にＴｉと、Ｍｏとを含む炭化物が分散析出していることを特徴とする、高強度鋼板。
【０００８】
（２）、さらに、質量％で、Ｎｂ：０．００５〜０．０７％および/またはＶ：０．００５〜０．１０％を含有し、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）が０．５〜３．０であり、フェライト相中にＴｉと、Ｍｏと、Ｎｂおよび／またはＶとを含む炭化物が分散析出していることを特徴とする（１）に記載の高強度鋼板。
【０００９】
（３）、さらに、質量％で、Ｃｕ：０．５０％以下、Ｎｉ：０．５０％以下、Ｃｒ：０．５０％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）または（２）に記載の高強度鋼板。
【００１０】
（４）、（１）ないし（３）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、７５０℃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３００〜６００℃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５５０〜７００℃まで再加熱を行うことを特徴とする、高強度鋼板の製造方法。
【００１１】
【発明の実施の形態】
本発明者らは多量の合金元素を添加することなく、低コストで製造できる、高強度鋼板の製造方法を鋭意検討し、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おいて、ベイナイト変態途中で再加熱を行うことによって、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によって、合金元素が少なく低成分系の鋼においても高強度化が可能になるという知見を得た。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を含む析出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という知見を得た。
【００１２】
本発明は上記のような、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が分散析出したフェライト相との２相組織を有する高強度鋼板とその製造方法に関するものであり、変態強化に加え析出強化を最大限に活用するため、合金元素を多量に添加する必要がなく、高強度化が達成できるものである。
【００１３】
以下、本発明の高強度鋼板について詳しく説明する。まず、本発明の高強度鋼板の組織について説明する。
【００１４】
本発明の鋼板の金属組織は実質的にフェライトとベイナイトの２相組織とする。本発明では、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が可能である。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を達成できる。一方で、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層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との２相組織であれば十分な強度を有するものとなる。フェライトとベイナイトとの２相組織に、マルテンサイトや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、フェライト相とベイナイト相以外の組織分率は少ない程良い。しかし、フェライト相とベイナイト相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５％以下の他の金属組織を、すなわちマルテンサイト、パーライト等を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分率を５％以上に、母材の靭性確保の観点からベイナイト分率を１０％以上にする事が望ましい。
【００１５】
次に、上記のフェライト相内に分散析出する析出物について説明する。
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より行われているが、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。
【００１６】
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。
【００１７】
本発明において鋼板内に分散析出する析出物である、ＭｏとＴｉとを主体とする複合炭化物は、以下に述べる成分の鋼に本発明の製造方法を用いて鋼板を製造することにより、フェライト相中に分散させて得ることができる。
【００１８】
次に、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。
【００１９】
Ｃ：０.０２以上、０.０７％未満とする。Ｃは炭化物として析出強化に寄与する元素であるが、０.０２％未満では十分な強度が確保できず、０.０７％以上では靭性を劣化させるため、Ｃ含有量を０.０２以上、０.０７％未満に規定する。
【００２０】
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。
【００２１】
Ｍｎ：０.５〜２.０％とする。Ｍｎは強度、靭性のため添加するが、０.５％未満ではその効果が十分でなく、２.０％を超えると溶接性が劣化するため、Mn含有量を０.５〜２.０％に規定する。
【００２２】
Ａｌ：０.０１〜０.０８％とする。Ａｌは脱酸剤として添加されるが、０.０１％未満では効果がなく、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０.０１〜０.０８％に規定する。
【００２３】
Ｍｏ：０.０５〜０.５％とする。Ｍｏは本発明において重要な元素であり、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、０.５％を超えると、コストの上昇、溶接性の劣化を招くことから、Ｍｏ含有量を０.０５〜０.５％に規定する。
【００２４】
Ｔｉ：０.０４％超、０.１０％以下とする。ＴｉはＭｏと同様に本発明において重要な元素である。０.０４％を超えて添加することで、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、強度上昇に寄与するのは０.１０％までであり、それ以上の添加はコスト上昇を招くため、Ｔｉ含有量は０.０４％超、０.１０％以下に規定する。
【００２５】
本発明の高強度鋼板は上記の成分の鋼を用いることで、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するためには、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の合計量の比である、Ｃ／(Ｍｏ＋Ｔｉ)は０.５〜３.０が好ましい。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。このとき各元素の原子％の含有量で表される、Ｃ／（Ｍｏ＋Ｔｉ）の値が０.５未満または３.０を越える場合はいずれかの元素量が過剰であり、本発明のTiとMoとを含む微細析出物以外の析出物や硬化相が生成し靭性の劣化を招くため、Ｃ／（Ｍｏ＋Ｔｉ）の値を０.５〜３.０とするのが好ましい。ただし、各元素記号は原子％での各元素の含有量である。なお、質量％の含有量を用いる場合には(C/12.01)/(Mo/95.9+Ti/47.9)で表される。
【００２６】
Ｎｂおよび／またはＶは、Ｔｉ及びＭｏとともに微細複合炭化物を形成するので、本発明の鋼板は、Ｎｂおよび／またはＶを含有してもよい。
【００２７】
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、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。しかし、０.００５％未満では効果がなく、０.０７％を超えると溶接割れを発生しやすくなるため、Ｎｂ含有量は０.００５〜０.０７％に規定する。
【００２８】
Ｖ：０.００５〜０.１０％とする。ＶもＮｂと同様に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。しかし、０.００５％未満では効果がなく、０.１０％を超えると溶接割れを発生しやすくなるため、Ｖ含有量は０.００５〜０.１０％に規定する。
【００２９】
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０.５〜３.０とすることが好ましい。本発明による高強度化は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０.５未満または３.０を越える場合はいずれかの元素量が過剰であり、本発明のTiとMoとを含む微細析出物以外の析出物や硬化相が生成し靭性の劣化を招くため、Ｃ／（Ｍｏ＋Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｖ）の値を０.５〜３.０とするのが好ましい。ただし、各元素記号は原子％の各元素の含有量である。なお、質量％の含有量を用いる場合には(C/12.01)/(Mo/95.9+Ti/47.9+Nb/92.91+V/50.94)で表される。
【００３０】
本発明では鋼板の強度靱性をさらに改善する目的で、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。
【００３１】
Ｃｕ：０.５０％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０.５０％を上限とする。
【００３２】
Ｎｉ：０.５０％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が、多く添加するとコスト的に不利になるため、添加する場合は０.５０％を上限とする。
【００３３】
Ｃｒ：０.５０％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０.５０％を上限とする。
【００３４】
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が、０.００５％を越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。
【００３５】
上記以外の残部は実質的にＦeからなる。残部が実質的にＦeからなるとは、本発明の作用効果を無くさない限り、不可避不純物をはじめ、他の微量元素を含有するものが本発明の範囲に含まれ得ることを意味する。
【００３６】
次に、本発明の高強度鋼板の製造方法について説明する。
【００３７】
本発明は、加速冷却時のベイナイト変態による変態強化と、加速冷却後の再加熱時にフェライト中に析出する微細炭化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が可能な技術である。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。
【００３８】
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：７５０℃以上で熱間圧延を行い、その後５℃/s以上の冷却速度で３００〜６００℃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５５０〜７００℃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。以下、各製造条件について詳しく説明する。
【００３９】
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が得られず、１３００℃を超えると靭性が劣化するため、１０００〜１３００℃とする。
【００４０】
圧延終了温度：７５０℃以上とする。圧延終了温度が低いと、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、強度が低下するため、圧延終了温度を７５０℃以上とする。
【００４１】
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未満では冷却時にフェライトを生成するため、ベイナイトによる強化が得られないだけでなく、７００℃以上の高温域でのフェライト変態時に生じた析出物が容易に粗大化するため、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。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。
【００４２】
冷却停止温度：３００〜６００℃とする。圧延終了後加速冷却でベイナイト変態域である３００〜６００℃まで急冷することにより、ベイナイト相を生成させ、かつ、ベイナイト変態途中で冷却を停止することによって、未変態のオーステナイトをその後の再加熱時にフェライトに変態させることが可能となる。さらに、過冷却により駆動力が大きくなるため、再加熱過程でのフェライト変態が促進され、短時間の再加熱でフェライト変態を完了させることが可能となる。冷却停止温度が３００℃未満では、ベイナイト変態がほぼ完了するためにその後の再加熱によって十分な量のフェライトが得られないだけでなく、島状マルテンサイト（ＭＡ）が生成するため再加熱時の微細炭化物の析出が不十分となり、また６００℃を超えるとフェライト変態の駆動力が十分でなく、再加熱時にフェライト変態が完了せずパーライトが析出するため微細炭化物の析出が不十分であり十分な強度が得られないため、加速冷却停止温度を３００〜６００℃に規定する。
【００４３】
加速冷却後直ちに０.５℃/s以上の昇温速度で５５０〜７００℃の温度まで再加熱を行う。このプロセスは本発明における重要な製造条件である。フェライト相の強化に寄与する微細析出物は、再加熱時のフェライト変態と同時に析出する。このような微細析出物を得るためには、加速冷却後直ちに５５０〜７００℃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℃未満ではフェライト変態が進行せずに、ベイナイト変態を生じるため、十分な析出強化が図れず、７００℃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５５０〜７００℃に規定する。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、フェライト変態が十分に進行するため、微細析出による高い強度が得られる。しかし、確実にフェライト変態を終了させるために、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低下を招く場合がある。また、再加熱後の冷却過程でもフェライト変態が進行するので、再加熱後の冷却速度は基本的には空冷とする。しかし、フェライト変態を阻害しない程度の早い冷却速度で冷却を行うこともできる。
【００４４】
加速冷却後の再加熱を行うための設備として、加速冷却を行な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事が好ましい。誘導加熱装置は均熱炉等に比べて温度制御が容易でありコストも比較的低く、冷却後の鋼板を迅速に加熱できるので特に好ましい。また複数の誘導加熱装置を直列に連続して配置することにより、ライン速度や鋼板の種類・寸法が異なる場合にも、通電する誘導加熱装置の数を任意に設定するだけで、昇温速度、再加熱温度を自在に操作することが可能である。
【００４５】
また、本発明の製造方法を実施するための設備の一例を図１に示す。図１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、インライン型誘導加熱装置５、ホットレベラー６が配置されている。インライン型誘導加熱装置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事によって、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。
【００４６】
【実施例】
表１に示す化学成分の鋼（鋼種Ａ〜Ｐ）を連続鋳造法によりスラブとし、これを用いて板厚１８、２６mmの厚鋼板（Ｎｏ.１〜３０）を製造した。
【００４７】
【表１】
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.１〜３０）の製造条件を表２に示す。
【００４９】
以上のようにして製造した鋼板のミクロ組織を、光学顕微鏡、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）により観察した。析出物の成分はエネルギー分散型Ｘ線分光法（ＥＤＸ）により分析した。また各鋼板の引張特性、母材靭性を測定した。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７００MPa以上（API X80グレード以上）を本発明に必要な強度とした。母材靭性（ｖＥ）については、−１０℃でのシャルピー吸収エネルギーが１００J以上の物を良好とした。
【００５０】
【表２】
表２において、本発明例であるＮｏ.１〜１８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７００MPa以上の高強度であり、かつ鋼板の組織は、実質的にフェライト＋ベイナイト２相組織であり、ＴｉとＭｏと、一部の鋼板についてはさらにＮｂおよび／またはＶとを含む粒径が１０nm未満の微細な炭化物の析出物が分散析出していた。
【００５２】
Ｎｏ.１９〜２５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２相組織にならない場合や、微細炭化物が分散析出しない場合があり、強度不足であった。Ｎｏ.２６〜３０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、靭性が劣っていた。
【００５３】
【発明の効果】
以上述べたように、本発明によれば、引張強度７００MPa以上の高強度を有する高強度鋼板を、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、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。
【図面の簡単な説明】
【図１】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】
１：圧延ライン、
２：鋼板、
３：熱間圧延機、
４：加速冷却装置、
５：インライン型誘導加熱装置、
６：ホットレベラー
Claims (4)
- 質量％で、Ｃ：０．０２％以上、０．０７％未満、Ｓｉ：０．０１〜０.５％、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ｍｏ：０．０５〜０．５％、Ｔｉ：０．０４％超、０．１０％以下、Ａｌ：０．０１〜０．０８％を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、原子％でのＣ量とＭｏ、Ｔｉの合計量の比であるＣ／（Ｍｏ+Ｔｉ）が０．５〜３．０であり、金属組織がフェライトとベイナイトの２相組織であり、フェライト相中にＴｉと、Ｍｏとを含む炭化物が分散析出していることを特徴とする、高強度鋼板。
- さらに、質量％で、Ｎｂ：０．００５〜０．０７％および/またはＶ：０．００５〜０．１０％を含有し、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）が０．５〜３．０であり、フェライト相中にＴｉと、Ｍｏと、Ｎｂおよび／またはＶとを含む炭化物が分散析出していることを特徴とする請求項１に記載の高強度鋼板。
- さらに、質量％で、Ｃｕ：０．５０％以下、Ｎｉ：０．５０％以下、Ｃｒ：０．５０％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または請求項２に記載の高強度鋼板。
- 請求項１ないし請求項３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、７５０℃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３００〜６００℃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５５０〜７００℃まで再加熱を行うことを特徴とする、高強度鋼板の製造方法。
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