WO2009119274A1 - 耐応力除去焼鈍特性と低温靭性に優れた高強度鋼板 - Google Patents

耐応力除去焼鈍特性と低温靭性に優れた高強度鋼板 Download PDF

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哲史 下山
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Definitions

  • the present invention relates to a high-strength steel sheet having excellent low-temperature toughness (Heat Affected Zone: hereinafter sometimes referred to as “HAZ”).
  • Cr—Mo steel has been generally applied as a steel material in which the strength reduction due to SR treatment as described above is reduced as much as possible.
  • strength reduction after SR treatment is suppressed by adding a high concentration of Cr, and high temperature strength is improved by adding Mo.
  • Patent Document 1 proposes “tough steel for pressure vessels” that basically contains 0.26 to 0.75% Cr and 0.45 to 0.60% Mo. As described above, this technique is based on the above basic idea in that the addition of Cr suppresses the coarsening of the carbide after the SR treatment and suppresses the strength reduction after the SR treatment. Therefore, even in such a steel material, since the Cr content is large, the problem that the low-temperature toughness (particularly the HAZ toughness) is lowered remains unresolved.
  • Patent Document 2 proposes a “high-strength tough steel for pressure vessels” that basically contains 0.10 to 1.00% Cr and 0.45 to 0.60% Mo.
  • this technique the reaction of Fe 3 C with coarse M 23 C 6 due to the SR treatment for a long time is suppressed by addition of Cr.
  • Cr is contained in a relatively wide range, but actually only Cr content of 0.29% or more is shown, and low temperature toughness (especially HAZ toughness). Is expected to decrease.
  • Patent Document 3 proposes a steel sheet having improved SR resistance and improved HAZ toughness.
  • this technique is also based on containing a large amount of Cr and Mo.
  • fracture surface transition temperature vTrs some ductile-brittle fracture surface transition temperatures vTrs after normal SR treatment (hereinafter simply referred to as “fracture surface transition temperature vTrs”) have obtained relatively good values. It is expected that the toughness will decrease after the required high temperature and long time severe SR treatment.
  • the present invention has been made in view of the above circumstances, and its purpose is that even when stress-relieving annealing is performed for a long time after welding, there is little decrease in strength (that is, stress-relieving annealing characteristics are good). ) Moreover, the object is to provide a high-strength steel sheet excellent in low-temperature toughness in the base material after HA treatment and HAZ.
  • the high-strength steel sheet according to the present invention that has solved the above problems is C: 0.05 to 0.18% (meaning “mass%”; the same applies hereinafter), Si: 0.10 to 0.50% , Mn: 1.2 to 2.0%, Al: 0.01 to 0.10%, Cr: 0.05 to 0.30%, Ti: 0.008 to 0.025% and V: 0.01 -0.05% each containing iron and inevitable impurities, P in the inevitable impurities is suppressed to 0.008% or less, and the following formulas (1) to (3) are satisfied It has a gist in terms.
  • the average particle diameter of cementite in the structure is preferably 0.165 ⁇ m or less in terms of the equivalent circle diameter.
  • the “equivalent circle diameter” refers to the diameter of a circle that is assumed to have the same area by paying attention to the size of cementite.
  • the high-strength steel sheet of the present invention in addition to the basic elements, if necessary, (a) at least one of Cu: 0.05 to 0.8% and Ni: 0.05 to 1%, b) Mo: 0.01 to 0.3%, (c) B: 0.0004% or less, (d) Ca: 0.0005 to 0.005%, etc. are also useful and contained.
  • the properties of the steel sheet are further improved depending on the types of components to be added.
  • a high-strength steel sheet having a fine cementite particle size can be obtained.
  • the high-strength steel sheet thus obtained is extremely useful as a tank material because it can suppress a decrease in strength after SR treatment and is excellent in low-temperature toughness of the base material and HAZ after SR treatment.
  • the present inventor has examined components from various angles that can maintain good weldability without causing a decrease in strength even after prolonged SR treatment.
  • the chemical composition is appropriately controlled and the content of Cr, Mn and V is controlled so as to satisfy the relational expression (1), cementite can be refined and strength reduction can be suppressed.
  • the present applicant has already filed for this invention (Japanese Patent Application No. 2006-338933).
  • Japanese Patent Application No. 2006-338933 Japanese Patent Application No.
  • a strengthening method of improving strength by dispersing a large amount of fine precipitates in the matrix and hindering the movement of dislocations by the pinning effect of dislocations by the precipitates is known as precipitation strengthening. According to this way of thinking, it can be expected that the extent of decrease in strength increases as cementite coarsens.
  • FIG. 2 is a graph showing the relationship between the equivalent-circle diameter of cementite and the amount of decrease in strength ( ⁇ TS) before and after SR treatment. According to this graph, it can be seen that reducing the cementite particle size is important in reducing the strength reduction amount ⁇ TS.
  • FIG. 3 is a graph showing the relationship between the P value and the cementite equivalent circle diameter. It is recognized that the cementite coarsening suppression effect tends to increase as the P value increases. Moreover, when P value became 7.2 or more, it became clear that cementite could be disperse
  • the present inventor further studied to improve the low temperature toughness of the steel sheet even after the above invention was completed. As a result, by satisfying the following formulas (2) and (3) at the same time, it was found that excellent low temperature toughness could be secured even after severe high temperature and long time SR treatment, and the present invention was completed.
  • Di value The value on the left side of the above equation (2) (hereinafter, this value is referred to as “Di value”) is an index for organizing the intensity, and the value itself is known (for example, Japanese Patent Laid-Open 9-202936).
  • this Di value has not been used as an indicator of toughness. This is because, among the components defined by the formula (2), elements and impurities necessary for determining the austenite grain size, which is the dominant factor of toughness, were not defined.
  • the present inventor has found that the steel sheet can be made excellent in low-temperature toughness by simultaneously satisfying the expression (3) incorporating such elements and impurities.
  • the value on the left side of the equation (3) (hereinafter referred to as “Pt value”) determines the fracture unit which is the controlling factor of the low temperature toughness.
  • the components directly involved in achieving the stress-relieving annealing characteristics and low temperature toughness of the steel sheet as the subject of the present invention are C, Si, Mn, Al, Cr , Ti, V and P as an inevitable impurity.
  • Cu, Ni, Mo, and B are components that are included according to requirements different from the subject of the present invention, but also affect low-temperature toughness. For this reason, those contents determined according to other requirements also need to be included in the calculation of the Di value and the Pt value. For this reason, the above formulas (2) and (3) also define the contents of these elements. Therefore, when these elements are not contained, the amount of these elements may be calculated as 0 from the above formulas (2) and (3).
  • the steel sheet can be made excellent in both SR resistance and low temperature toughness.
  • C 0.05 to 0.18%
  • C is an indispensable element for securing the strength of the steel sheet.
  • a production method by reheating quenching and tempering is adopted, if the C content is less than 0.05%, the necessary strength is ensured.
  • the C content is excessive, the toughness and weldability are remarkably impaired, so it is necessary to set the content to 0.18% or less.
  • the preferable lower limit of the C content is 0.06%, and the preferable upper limit is 0.16%.
  • Si 0.10 to 0.50%
  • Si is an element essential for improving the strength and deoxidation of the steel sheet. In order to exhibit such an effect effectively, it is necessary to contain 0.10% or more. However, if the Si content is excessive, the toughness of the steel sheet is lowered, so it is necessary to make it 0.50% or less.
  • the minimum with preferable Si content is 0.15%, and a preferable upper limit is 0.40%.
  • Mn is an element indispensable for improving the hardenability of the steel sheet and improving the strength.
  • the solid solubility in cementite is the second highest after that of Cr, and it is an element effective in suppressing agglomeration and coarsening of cementite by dissolving in cementite as described above.
  • it is necessary to contain 1.2% or more of Mn.
  • the minimum with preferable Mn content is 1.30%, and a preferable upper limit is 1.80%.
  • Al 0.01 to 0.10%
  • Al is added as a deoxidizer, but if it is less than 0.01%, sufficient effects are not exhibited. Further, if Al is contained excessively exceeding 0.10%, the toughness of the steel sheet is deteriorated and the crystal grains are coarsened, so the upper limit is made 0.10%.
  • the minimum with preferable Al content is 0.02%, and a preferable upper limit is 0.08%.
  • Cr 0.05-0.30%
  • Mn is an element effective for improving the strength by increasing the hardenability of the steel sheet by adding a small amount. Further, like Mn, it is an element effective for solid solution in cementite to suppress the cementite coarsening. In order to exert such an effect effectively, Cr needs to be contained in an amount of 0.05% or more, but if it is contained excessively, weldability deteriorates, so it should be made 0.30% or less.
  • the minimum with preferable Cr content is 0.10%, and a preferable upper limit is 0.25%.
  • Ti hardly dissolves in the base material, and forms carbides and nitrides to contribute to strength improvement and austenite grain size refinement during heating.
  • the inclusion of Ti can form a nitride to suppress austenite coarsening and obtain a ferrite structure necessary for securing low temperature toughness. Such an effect is effectively exhibited when the Ti content is 0.008% or more, but the effect is saturated even if the Ti content exceeds 0.025%.
  • V 0.01 to 0.05%
  • V is an element that has a high solid solubility in cementite and is effective in exhibiting a cementite grain coarsening suppression effect, as in Mn and Cr.
  • V is an essential element for forming fine carbonitrides and improving the toughness of the steel sheet. In order to exhibit these effects, it is necessary to contain V 0.01% or more. However, if the content exceeds 0.05%, the HAZ toughness is lowered. The minimum with preferable V content is 0.02%, and a preferable upper limit is 0.04%.
  • the basic components in the high-strength steel sheet of the present invention are as described above, and the balance is iron and inevitable impurities.
  • Inevitable impurities include steel raw materials or P, S, N, O, etc. that can be mixed in the manufacturing process.
  • P especially P, if the amount is excessive, the effect of grain boundary segregation due to prolonged SR treatment becomes significant, and the low temperature toughness deteriorates, so 0.008% It is preferable to suppress to the following.
  • Cu and Ni are effective elements for enhancing the hardenability of the steel sheet. In order to exhibit such an effect effectively, it is preferable to contain 0.05% or more of all. However, since the above effect is saturated even if contained excessively, Cu is preferably 0.8% or less and Ni is preferably 1% or less. More preferably, Cu is 0.5% or less, and Ni is 0.8% or less. Cu and Ni may contain either one or both.
  • Mo effectively acts to ensure the strength of the steel sheet after annealing. Such an effect is effectively exhibited when the Mo content is 0.01% or more. However, even if the Mo content is excessive, the above effect is saturated. More preferably, it is 0.2% or less.
  • B is an element effective for improving the hardenability of the steel sheet by adding a very small amount. However, if excessively contained, the severe SR treatment will adversely affect the low temperature toughness, so the upper limit is 0.0004% or less. It is preferable to do.
  • Ca 0.0005 to 0.005%
  • Ca is an element effective for improving the toughness of the steel sheet by controlling inclusions. Such an effect is effectively exhibited when the content is 0.0005% or more. However, if the content is excessive, the above effect is saturated, so 0.005% or less is preferable.
  • the high-strength steel sheet of the present invention can control the average grain size of cementite to 0.165 ⁇ m or less as long as the chemical composition and the relationship of the above formula (1) are satisfied, thereby reducing the strength after SR treatment. Can be suppressed.
  • the slab is cast with a continuous casting machine, heated to a heating temperature of about 1000-1200 ° C, and after rolling in the temperature range of 800-1000 ° C, it is allowed to cool. Subsequently, it is reheated to the Ac3 transformation point or higher for quenching, and then tempered at a temperature of 600 to 700 ° C.
  • the austenite crystal grains become fine and the structure becomes difficult to be baked, and when it exceeds 1200 ° C., abnormal grain growth (exagrated grain growth) may occur.
  • the reason for setting the rolling end temperature in the temperature range of 800 to 1000 ° C. is to improve the productivity as much as possible.
  • the steel is slowly cooled and then reheated to the Ac3 transformation point or higher to perform a quenching process.
  • the austenite-transformed structure is rapidly cooled to obtain a quenched structure such as martensite, thereby improving the strength. That is, if the heating temperature in this step is less than the Ac3 transformation point, the steel sheet using transformation strengthening cannot be strengthened.
  • tempering is performed to optimize the strength. In this process, if the tempering temperature is less than 600 ° C., the strength of the steel plate becomes too high, and if it exceeds 700 ° C., the strength of the steel plate becomes too low.
  • the high-strength steel sheet of the present invention obtained in this way has a finely dispersed cementite. For this reason, the steel sheet of the present invention is reduced in strength reduction after SR treatment as much as possible, and has excellent low-temperature toughness. Therefore, the steel plate of the present invention is extremely useful as a material for large steel containers.
  • the steel sheet of the present invention by setting the P value defined by the above formula (1) to 7.2% or more, the SR resistance after severe SR treatment and the low temperature toughness of HAZ are good. It becomes.
  • the “severe SR process” is not limited to the time, but needs to be discussed in consideration of the relationship with temperature.
  • the condition that the TP value defined by the following formula (4) is 18.5 or more is defined as “severe SR processing”. . That is, the steel sheet of the present invention has good SR resistance even when it is SR-treated under such a condition that the TP value defined by the following formula (4) is 18.5 or more.
  • TP value T (20 + logt 0 ) ⁇ 10 3 (4)
  • T SR processing heating temperature (K)
  • t 0 SR processing heating time (hour)
  • the slab was cast with a continuous casting machine and hot rolled (slab heating temperature: 1000 to 1200 ° C., rolling end temperature: 800 to 1000 ° C. ) And heat treatment (heated to 900 to 930 ° C. and quenched, then tempered at 600 to 680 ° C.) to obtain various steel plates (plate thickness t: 70 to 72 mm).
  • the heating temperature at this time is t (t: plate thickness) in the temperature distribution from the front surface to the back surface of the steel slab calculated based on the atmospheric temperature in the furnace from the start of heating to extraction by the process computer and the in-furnace time. This is the temperature of a / 4 portion (a point at a depth of 1/4 of the plate thickness from the surface of the steel plate).
  • each steel plate obtained as mentioned above the equivalent-circle diameter of cementite was measured by the following method.
  • each steel plate was subjected to SR treatment corresponding to the above TP value of 18 to 18.5, and the tensile strength before and after SR treatment was measured by the following method (tensile test), and the strength was lowered before and after SR treatment.
  • the toughness of the base material base material toughness after SR treatment vE ⁇ 46
  • SR treatment conditions are the same as above
  • HAZ toughness fracture surface transition temperature vTrs
  • HAZ toughness HAZ toughness after SR
  • SR treatment conditions are the same as above
  • specimens of ASTM A370-05 were collected in the same manner as described above, at -46 ° C in accordance with ASTM A370-05.
  • a Charpy impact test was performed and the absorbed energy (vE ⁇ 46 ) was measured. Then, those having a value (average value) of vE ⁇ 46 of 50 J or more were evaluated as having excellent HAZ toughness.
  • No. No. 7 uses a steel type that does not contain Ti, which is an essential element in the present invention, so that TiN, which is a nitride of Ti, is not precipitated, and austenite crystal grains are not heated.
  • TiN which is a nitride of Ti
  • the organization is large and easy to burn.
  • this steel it becomes an upper bainite structure similarly to the above, and both the base material and HAZ have deteriorated toughness.
  • FIG. 2 shows the relationship between the cementite equivalent circle diameter and the strength reduction amount ( ⁇ TS), and FIG. 3 shows the relationship between the P value and the cementite equivalent circle diameter. It is.
  • FIG. 4 shows the relationship between the Pt value and the base material toughness (vE ⁇ 46 ).

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Abstract

　溶接後に長時間の応力除去焼鈍を施した場合であっても強度低下が少なく（即ち、耐応力除去焼鈍特性が良好な）、しかもＳＲ処理後の母材やＨＡＺにおける低温靭性にも優れた高強度鋼板を提供する。 　本発明の高強度鋼板は、Ｃ：０．０５～０．１８％（「質量％」の意味。以下同じ）、Ｓｉ：０．１０～０．５０％、Ｍｎ：１．２～２．０％、Ａｌ：０．０１～０．１０％、Ｃｒ：０．０５～０．３０％、Ｔｉ：０．００８～０．０２５％およびＶ：０．０１～０．０５％を夫々含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、該不可避的不純物中のＰを０．００８％以下に抑制し、且つ所定の関係式を満足するものである。

Description

耐応力除去焼鈍特性と低温靭性に優れた高強度鋼板
　本発明は、溶接後に長時間の応力除去焼鈍（Stress-relief annealing：以下「ＳＲ処理」と呼ぶことがある）を施した場合であっても強度低下が少なく、且つ母材や溶接熱影響部（Heat Affected Zone：以下、「ＨＡＺ」と呼ぶことがある）の低温靭性にも優れた高強度鋼板に関する。
　近年、大型鋼製圧力容器（タンク）のメーカーでは、コスト低減を目的として、海外向けタンクの組み立ての現地化（現地施工化）が進められている。従来では、鋼部材の切断や曲げ加工、組み立て（溶接による組み立て）、一部部材のＳＲ処理（局部熱処理）、および最終組み立てまでを自社工場で行なった後、タンク全体を現地へ輸送するのが一般的であった。
　しかしながら、効率を考慮した現地施工化によって、鋼部材の切断や曲げ加工だけを自社工場で行った後、部材単位で材料を輸送し、現地でタンクを組み立て（溶接による組み立て）、一部でなくタンク全体をＳＲ処理するような作業内容に推移しつつある。特に、海外では、実情として、タンク一基当りの貯蔵量の増加や土地の有効利用を目的として、鋼板の厚肉化・タンク大型化が進められている。
　こうした状況下で、現地での溶接技術の問題と安全性の観点から、ＳＲ処理の時間や回数を増やすことが必要になっており、合計で２０～３０時間程度のＳＲ処理が施されることを考慮に入れた材料設計が必要になってきている。
　上記のような長時間のＳＲ処理（加熱温度：５８５～６２５℃程度）を行なえば、鋼中の炭化物は凝集粗大化し、それに起因して強度低下が顕著になるという問題が指摘されている。このような長時間ＳＲ処理による強度低下を抑制するという問題に対して、従来ではＣｒを活用することによって、鋼中のセメンタイト（cementite）の粗大化防止を図り、強度低下を抑制するという基本思想に基づいて対策がなされている。
　しかしながら、Ｃｒの高濃度添加は鋼板の溶接性を低下させると共に、ＳＲ処理後の母材やＨＡＺにおける低温靭性（以下、これらを一括して「低温靭性」と呼ぶことがある）を低下させ易いという問題がある。こうしたことから、長時間のＳＲ処理を行った場合においても、強度低下を極力抑え、且つ良好な低温靭性を確保できるような、タンクの素材として有用な高強度鋼板の実現が望まれている。
　上記のようなＳＲ処理による強度低下を極力低減した鋼素材として、従来からＣｒ－Ｍｏ鋼が適用されるのが一般的である。こうした鋼材においては、上記のようにＣｒの高濃度添加によってＳＲ処理後の強度低下を抑制すると共に、Ｍｏの添加によって高温強度の向上を図るものである。
　こうした技術として、例えば特許文献１には、０．２６～０．７５％のＣｒと０．４５～０．６０％のＭｏを基本的に含む「圧力容器用強靱鋼」が提案されている。この技術は、上記したようにＣｒ添加によってＳＲ処理後の炭化物の粗大化を抑制し、ＳＲ処理後の強度低下を抑制するという点では、上記の基本思想に沿ったものである。従って、こうした鋼材においてもＣｒ含有量が多いので、低温靭性（特にＨＡＺ靭性）が低下するという問題は解決されないままである。
　また特許文献２には、０．１０～１．００％のＣｒと０．４５～０．６０％のＭｏを基本的に含む「圧力容器用高強度強靱鋼」が提案されている。この技術では、長時間のＳＲ処理によってＦｅ３Ｃが粗大なＭ２３Ｃ６に反応することをＣｒの添加によって抑制するものである。この技術では、比較的広い範囲でＣｒを含有させることを想定したものであるが、実際にはＣｒ含有量が０．２９％以上のものしか示されておらず、低温靭性（特にＨＡＺ靭性）が低下することが十分予想される。
　更に、特許文献３には、ＨＡＺ靭性を改善した耐ＳＲ特性に優れる鋼板について提案されている。しかしながら、この技術も、ＣｒやＭｏを多量に含有することを基本としている。このため、通常のＳＲ処理後の延性－脆性破面遷移温度ｖＴｒｓ（以下、単に「破面遷移温度ｖＴｒｓ」と略記する）では、比較的良好な値が得られているものもあるが、近年要求される高温長時間の過酷なＳＲ処理後では、靭性が低下することが十分予想される。
特開昭５７－１１６７５６号公報 特開昭５７－１２０６５２号公報 特開昭５２－９６２０号公報
　本発明は上記事情に鑑みてなされたものであって、その目的は、溶接後に長時間の応力除去焼鈍を施した場合であっても強度低下が少なく（即ち、耐応力除去焼鈍特性が良好な）、しかもＳＲ処理後の母材やＨＡＺにおける低温靭性にも優れた高強度鋼板を提供することにある。
　上記課題を解決することのできた本発明に係る高強度鋼板とは、Ｃ：０．０５～０．１８％（「質量％」の意味。以下同じ）、Ｓｉ：０．１０～０．５０％、Ｍｎ：１．２～２．０％、Ａｌ：０．０１～０．１０％、Ｃｒ：０．０５～０．３０％、Ｔｉ：０．００８～０．０２５％およびＶ：０．０１～０．０５％を夫々含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、該不可避的不純物中のＰを０．００８％以下に抑制し、且つ下記（１）～（３）式を満足する点に要旨を有するものである。
　６．７［Ｃｒ］＋４．５［Ｍｎ］＋３．５［Ｖ］≧７．２（質量％）　…（１）
　但し、［Ｃｒ］，［Ｍｎ］および［Ｖ］は、夫々Ｃｒ，ＭｎおよびＶの含有量（質量％）を示す。
　１．１６×（［Ｃ］／１０）１／２×（０．７５×［Ｓｉ］＋１）×（５．１×（［Ｍｎ］－１．２）＋５）×（０．３５×［Ｃｕ］＋１）×（０．３６×［Ｎｉ］＋１）×（２．１６×［Ｃｒ］＋１）×（３×［Ｍｏ］＋１）×（１．７５×［Ｖ］＋１）×（２００×［Ｂ］＋１）≦２．０８　…（２）
　但し、［Ｃ］，［Ｓｉ］，［Ｍｎ］，［Ｃｕ］，［Ｎｉ］，［Ｃｒ］，［Ｍｏ］，［Ｖ］および［Ｂ］は、夫々Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｏ，ＶおよびＢの含有量（質量％）を示す。
　－｛Ｄｉ－９００×［Ｔｉ］＋５０×（［Ｐ］－０．００８）＋３５００×（［Ｂ］－０．０００４）｝≧９．６２　…（３）
　但し、［Ｔｉ］，［Ｐ］および［Ｂ］は、夫々Ｔｉ，ＰおよびＢの含有量（質量％）を示し、Ｄｉは上記（２）式の左辺の値を意味する。
　本発明の高強度鋼板においては、組織中のセメンタイトの平均粒径が円相当径で０．１６５μｍ以下であることが好ましい。尚、上記「円相当径（equivalent circular diameter）」とは、セメンタイトの大きさに着目して、その面積が等しくなるように想定した円の直径を求めたものである。
　また本発明の高強度鋼板においては、上記基本元素に加えて、必要に応じて、（ａ）Ｃｕ：０．０５～０．８％およびＮｉ：０．０５～１％の少なくともいずれか、（ｂ）Ｍｏ：０．０１～０．３％、（ｃ）Ｂ：０．０００４％以下、（ｄ）Ｃａ：０．０００５～０．００５％、等を含有させることも有用であり、含有される成分の種類に応じて鋼板の特性が更に改善される。
　本発明によれば、鋼板の化学成分組成を、上記（１）～（３）式を満足するように制御することによって、セメンタイト粒径が微細な高強度鋼板が得られる。こうして得られた高強度鋼板は、ＳＲ処理後の強度低下を抑制できると共に、ＳＲ処理後における母材およびＨＡＺの低温靭性が優れているので、タンクの素材として極めて有用である。
Ｍｎ含有量がセメンタイト円相当径に与える影響を示すグラフである。 セメンタイト円相当径と強度低下量（ΔＴＳ）との関係を示すグラフである。 Ｐ値とセメンタイト円相当径との関係を示すグラフである。 Ｐｔ値と母材靭性（ｖＥ－４６）の関係を示すグラフである。
　本発明者は、長時間のＳＲ処理によっても強度低下を招くことなく、溶接性をも良好に維持できるような成分について様々な角度から検討した。その結果、化学成分組成を適切に制御すると共に、Ｃｒ，ＭｎおよびＶの含有量が上記（１）式の関係式を満足するように制御すれば、セメンタイトの微細化が図れて強度低下を抑制できることを見出し、その技術的意義が認められた。尚、本出願人は、この発明については、先に出願している（特願２００６－３３８９３３号）。まず上記（１）式を導いた経緯は次の通りである。
　微細な析出物を母相に多く分散させ、析出物による転位のピン止め効果によって転位の運動を妨げることで、強度を向上させるという強化法は、析出強化として知られている。この考え方によれば、セメンタイトが粗大化することによって、強度の低下幅が大きくなることが予想できる。
　一般的に、溶質元素のセメンタイトへの溶解度が大きいと、セメンタイトの粗大化速度が、Ｃの拡散に代わってその溶質元素の拡散係数に依存することになる。セメンタイトへの溶解度が大きく且つＣに比べて拡散係数の小さい元素としてＣｒがあるが、同様の特性を発揮する元素としてＭｎとＶが挙げられる。
　そこで本発明者は、Ｃｒ，ＭｎおよびＶの夫々を単独添加したときのセメンタイト粗大化抑制効果を実験により更に詳細に検討した。その結果、これらの元素が下記（１）式の関係を満足するように含有されていれば、セメンタイトの粗大化抑制効果が最大限に発揮されることを見出した。
　６．７［Ｃｒ］＋４．５［Ｍｎ］＋３．５［Ｖ］≧７．２（質量％）…（１）
　但し、［Ｃｒ］，［Ｍｎ］および［Ｖ］は、夫々Ｃｒ，ＭｎおよびＶの含有量（質量％）を示す。
　上記（１）式を導くに当たっては次のように行った。例えばベース鋼板に対して、Ｍｎを高濃度添加したときにセメンタイトの円相当径への影響を図１に示すようにグラフ化した。このグラフにおいて、横軸にはＭｎ含有量、縦軸にはセメンタイトの円相当径を示している。
　この図１の直線の傾きに基づいて、単位量のＭｎを含有させたときのセメンタイトの円相当径への影響を４．５と決定し、同様にＣｒとＶについても検討し、夫々の係数を求めた。上記（１）式は、これらの結果に基づいて、求められた。
　また、本発明者が検討したところによれば、セメンタイトの円相当径と鋼板強度とは良好な相関関係があることが判明した。図２は、セメンタイトの円相当径とＳＲ処理前後の強度低下量（ΔＴＳ）との関係を示したグラフである。このグラフによると、セメンタイト粒径を小さくすることが強度低下量ΔＴＳを小さくする上で重要であることが分かる。
　そこで本発明者は、種々の成分系の鋼板を作製して、前記（１）式の左辺の値（６．７［Ｃｒ］＋４．５［Ｍｎ］＋３．５［Ｖ］：この値を以下、「Ｐ値」と呼ぶ）を変化させてセメンタイトの円相当径との相関を求めたところ、図３に示すような関係が認められた。この図３は、Ｐ値とセメンタイト円相当径の関係を示したグラフであるが、Ｐ値が大きいほどセメンタイトの粗大化抑制効果が大きくなる傾向が認められる。また、Ｐ値が７．２以上となったとき、セメンタイトが微細（０．１６５μｍ以下）に分散させ得ることが判明した。
　本発明者は、上記の発明が完成された後においても、鋼板の低温靭性の改善を図るべく、更に検討を進めた。その結果、下記（２）式および（３）式を同時に満足させることによって、高温・長時間の過酷なＳＲ処理後においても優れた低温靭性が確保できることを見出し、本発明を完成した。
　１．１６×（［Ｃ］／１０）１／２×（０．７５×［Ｓｉ］＋１）×（５．１×（［Ｍｎ］－１．２）＋５）×（０．３５×［Ｃｕ］＋１）×（０．３６×［Ｎｉ］＋１）×（２．１６×［Ｃｒ］＋１）×（３×［Ｍｏ］＋１）×（１．７５［Ｖ］＋１）×（２００×［Ｂ］＋１）≦２．０８　…（２）
　但し、［Ｃ］，［Ｓｉ］，［Ｍｎ］，［Ｃｕ］，［Ｎｉ］，［Ｃｒ］，［Ｍｏ］，［Ｖ］および［Ｂ］は、夫々Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｏ，ＶおよびＢの含有量（質量％）を示す。
　－｛Ｄｉ－９００×［Ｔｉ］＋５０×（［Ｐ］－０．００８）＋３５００×（［Ｂ］－０．０００４）｝≧９．６２　…（３）
　但し、［Ｔｉ］，［Ｐ］および［Ｂ］は、夫々Ｔｉ，ＰおよびＢの含有量（質量％）を示し、Ｄｉは上記（２）式の左辺の値を意味する。
　上記（２）式の左辺の値（以下、この値を「Ｄｉ値」と呼ぶ）は、強度を整理するための指標となるものであり、その値自体は知られている（例えば、特開平９－２０２９３６号）。しかしながら、このＤｉ値は靭性の指標としては用いられていなかった。これは、前記（２）式で規定されている成分の中には、靭性の支配因子となるオーステナイト（austenite）粒径を決定するために必要な元素や不純物について規定されていなかったからである。
　しかしながら、本発明者は、こうした元素や不純物を盛り込んだ（３）式をも同時に満足させることによって、鋼板を低温靭性に優れたものにできることを見出した。この（３）式の左辺の値（以下、「Ｐｔ値」と呼ぶ）は、低温靭性の支配因子である破壊単位を決定するものとして、高焼入れ性を有する元素の量、組織、大角粒界（high angle grain boundary）および不純物元素量を考慮したパラメータであり、本発明者が実験に基づいて求めたものである。上記（３）式によって低温靭性の支配因子に制約を持たせることで、上部ベイナイト（upper bainite）への変態を抑制し、良好な低温靭性が実現できた。
　尚、上記（２）式および（３）式において、本発明の課題とする鋼板の耐応力除去焼鈍特性および低温靭性を達成するために直接関与する成分は、Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ａｌ，Ｃｒ，Ｔｉ，Ｖおよび不可避的不純物としてのＰである。しかしながら、Ｃｕ，Ｎｉ，ＭｏおよびＢは、本発明の課題とは異なる要求に応じて含まれる成分であるが、低温靭性にも影響を与える。このため、他の要求に応じて定められるそれらの含有量も、Ｄｉ値やＰｔ値の計算に入れる必要がある。このため、上記（２）式、（３）式は、これらの元素の含有量についても規定している。従って、これらの元素を含有しないときには、上記（２）式、（３）式からこれらの元素量を０として計算すれば良い。
　本発明おいて、上記（１）～（３）式の関係を満足することによって、鋼板を、耐ＳＲ特性および低温靭性のいずれも優れたものにできる。しかしながら、これらの式で規定する個々の成分の含有量は、本発明の課題と異なる理由により適切な範囲に調整する必要がある。そこで、以下に、［各成分の適切な含有量の範囲］およびその理由を示す。
　［Ｃ：０．０５～０．１８％］
　Ｃは、鋼板の強度を確保する上で不可欠の元素であり、再加熱焼入れ・焼戻しによる製造方法を採用する場合、Ｃ含有量を０．０５％未満にすると、必要な強度を確保するためには、他の合金元素を多量に含有させる必要があり、コストアップになってしまう。また、Ｃ含有量が過剰になると、靭性と溶接性を著しく損ねることから、０．１８％以下とする必要がある。Ｃ含有量の好ましい下限は０．０６％であり、好ましい上限は０．１６％である。
　［Ｓｉ：０．１０～０．５０％］
　Ｓｉは、鋼板の強度向上と脱酸に不可欠な元素である。こうした効果を有効に発揮させるには０．１０％以上含有させる必要がある。しかしながら、Ｓｉ含有量が過剰になると鋼板の靭性が低下するので、０．５０％以下とする必要がある。Ｓｉ含有量の好ましい下限は０．１５％であり、好ましい上限は０．４０％である。
　［Ｍｎ：１．２～２．０％］
　Ｍｎは、鋼板の焼入れ性を高めて強度の向上に必要不可欠な元素である。また、セメンタイトへの固溶度（solid solubility）がＣｒに次いで高く、上記の通りセメンタイトに固溶することによって、セメンタイトの凝集粗大化を抑制する上で有効な元素である。こうした効果を有効に発揮させるためには、Ｍｎは１．２％以上含有させる必要がある。しかしながら、Ｍｎ含有量が過剰になると、溶接部の靭性が低下するので、２．０％を上限とする。Ｍｎ含有量の好ましい下限は１．３０％であり、好ましい上限は１．８０％である。
　［Ａｌ：０．０１～０．１０％］
　Ａｌは、脱酸剤として添加されるが、０．０１％未満では十分な効果が発揮されない。また、Ａｌは、０．１０％を超えて過剰に含有させると鋼板における靭性の悪化や結晶粒の粗大化を招くので０．１０％を上限とする。Ａｌ含有量の好ましい下限は０．０２％であり、好ましい上限は０．０８％である。
　［Ｃｒ：０．０５～０．３０％］
Ｃｒは、Ｍｎと同様に少量の添加で鋼板の焼入れ性を高めて強度の向上に有効な元素である。また、Ｍｎと同様にセメンタイトへ固溶してセメンタイトの凝集粗大化を抑制する上で有効な元素である。こうした効果を有効に発揮させるためには、Ｃｒは０．０５％以上含有させる必要があるが、過剰に含有されると溶接性が悪くなるので、０．３０％以下にすべきである。Ｃｒ含有量の好ましい下限は０．１０％であり、好ましい上限は０．２５％である。
　［Ｔｉ：０．００８～０．０２５％］
　Ｔｉは、母材には殆ど固溶せず、炭化物や窒化物を形成して強度向上や加熱時のオーステナイト粒径微細化に寄与する。本発明の成分系では、Ｔｉの含有によって、窒化物を形成してオーステナイトの粗大化を抑制し、低温靭性確保に必要なフェライト（ferrite）組織を得ることができる。こうした効果は、Ｔｉ含有量が０．００８％以上で有効に発揮されるが、０．０２５％を超えて過剰に含有させてもその効果は飽和する。
　［Ｖ：０．０１～０．０５％］
　Ｖは、前述の如く、ＭｎやＣｒと同様に、セメンタイトへの固溶度が高く、セメンタイト粒粗大化抑制効果を発揮するのに有効な元素である。またＶは、微細な炭窒化物を形成させて鋼板の靭性を向上させるのに必要不可欠な元素である。これらの効果を発揮させるためには、Ｖは０．０１％以上含有させる必要がある。しかしながら、０．０５％を超えて過剰に含有させると、ＨＡＺ靭性を低下させることになる。Ｖ含有量の好ましい下限は０．０２％であり、好ましい上限は０．０４％である。
　本発明の高強度鋼板における基本成分は上記の通りであり、残部は鉄および不可避的不純物である。尚、不可避的不純物としては、鋼原料もしくはその製造工程で混入し得るＰ，Ｓ，Ｎ，Ｏ等が挙げられる。これらの不純物のうち、特にＰについては、その量が過剰になると、長時間のＳＲ処理による粒界偏析（grain boundary segregation）の影響が顕著になり、低温靭性が悪化するので、０．００８％以下に抑制することが好ましい。
　本発明の鋼板には、必要に応じて、（ａ）Ｃｕ：０．０５～０．８％および／またはＮｉ：０．０５～１％、（ｂ）Ｍｏ：０．０１～０．３％、（ｃ）Ｂ：０．０００４％以下（０％を含まない）、（ｄ）Ｃａ：０．０００５～０．００５％、等を含有させることも有用であり、含有される成分の種類に応じて鋼板の特性が更に改善される。［これらの元素を含有させるときの適切な含有量の範囲］およびその理由は、以下の通りである。
　［Ｃｕ：０．０５～０．８％、Ｎｉ：０．０５～１％］
　ＣｕおよびＮｉは、鋼板の焼入れ性を高めるのに有効な元素である。こうした効果を有効に発揮させるためには、いずれも０．０５％以上含有させることが好ましい。しかしながら、過剰に含有させても上記効果が飽和してしまうので、Ｃｕで０．８％以下、Ｎｉで１％以下とすることが好ましい。より好ましくはＣｕで０．５％以下、Ｎｉで０．８％以下である。ＣｕとＮｉは、いずれか一方を含有させても、両方を含有させてもよい。
　［Ｍｏ：０．０１～０．３％］
　Ｍｏは、焼鈍後の鋼板の強度を確保するのに有効に作用する。こうした効果は、Ｍｏ含有量が０．０１％以上で有効に発揮されるが、過剰に含有させても上記効果が飽和してしまうので、０．３％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．２％以下である。
　［Ｂ：０．０００４％以下］
　Ｂは極少量の添加で鋼板の焼入れ性を向上させるのに有効な元素であるが、過剰に含有させると過酷なＳＲ処理によって低温靭性に悪影響を及ぼすため、その上限を０．０００４％以下とすることが好ましい。
　［Ｃａ：０．０００５～０．００５％］
　Ｃａは、介在物の制御により鋼板の靭性を向上させるのに有効な元素である。こうした効果は含有量が０．０００５％以上で有効に発揮されるが、過剰に含有されると、上記効果が飽和するので０．００５％以下とするのがよい。
　本発明の高強度鋼板は、化学成分組成および上記（１）式の関係を満足すれば、セメンタイトの平均結晶粒径を０．１６５μｍ以下に制御することができ、これによってＳＲ処理後の強度低下が抑制できる。鋼板の製造工程については、通常の方法に従えばよいが、微細セメンタイトを得るための好適な製造方法としては、例えば下記の方法（熱間圧延条件および熱処理条件）が挙げられる。
　化学成分を調整した鋼材を溶製した後、連続鋳造機でスラブを鋳造し、加熱温度：１０００～１２００℃程度に加熱して、８００～１０００℃の温度域で圧延を終了した後放冷し、引き続きＡｃ３変態点以上に再加熱して焼入れ処理を行い、次いで６００～７００℃の温度で焼き戻し処理を行う。
　上記方法において、スラブの加熱温度が１０００℃未満では、オーステナイト結晶粒が微細になって焼きが入りにくい組織となり、１２００℃を超えると異常粒成長（exagrated grain growth）が起こることがある。また圧延終了温度を８００～１０００℃の温度域とするのは、できるだけ生産性を向上させるためである。
　圧延（熱間圧延）を終了した後は、一旦ゆっくり冷却し、引き続きＡｃ３変態点以上に再加熱して焼入れ処理を行う。これらの工程によって、オーステナイト変態した組織を急冷し、マルテンサイト（martensite）等の焼入れ組織とすることで、強度を向上できる。即ち、この工程での加熱温度がＡｃ３変態点未満であると、変態強化を利用した鋼板の高強度化ができない。
　最終的には、強度を適正化させるために、焼き戻し処理を行う。この行程において、焼戻し温度が６００℃未満では、鋼板の強度が高くなり過ぎ、７００℃を超えると、鋼板の強度が低くなり過ぎる。
　こうして得られる本発明の高強度鋼板は、セメンタイトが微細分散されたものとなる。このため、本発明の鋼板は、ＳＲ処理後の強度低下が極力低減され、且つ、低温靭性にも優れたものとなる。よって、本発明の鋼板は、大型鋼製容器の素材として極めて有用である。
　本発明の鋼板では、上記（１）式で規定されるＰ値を７．２％以上とすることによって、過酷なＳＲ処理を施した後での耐ＳＲ特性およびＨＡＺの低温靭性が良好なものとなるのである。しかしながら、上記「過酷なＳＲ処理」とは、その時間だけに限らず、温度との関係も考慮して論じる必要がある。本発明では、過酷なＳＲ処理を客観的に判断するための基準として、下記（４）式で規定されるＴＰ値が１８．５以上となるような条件を「過酷なＳＲ処理」と規定した。即ち、本発明の鋼板は、下記（４）式で規定されるＴＰ値が１８．５以上となるような条件でＳＲ処理した場合であっても、耐ＳＲ特性が良好なものとなる。
　ＴＰ値＝Ｔ（２０＋ｌｏｇｔ０）×１０３　…（４）
但し、Ｔ：ＳＲ処理加熱温度（Ｋ）、ｔ０：ＳＲ処理加熱時間（時間）
　以下、本発明を実施例によって更に詳細に説明するが、下記実施例は本発明を限定する性質のものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更し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含まれる。
　下記表１に示す各種化学成分組成において溶製（smelting）を行った後、連続鋳造機でスラブを鋳造し、熱間圧延（スラブ加熱温度：１０００～１２００℃、圧延終了温度：８００～１０００℃）および熱処理（９００～９３０℃に加熱して焼入れし、その後６００～６８０℃で焼き戻し）を行ない、各種鋼板を得た（板厚ｔ：７０～７２ｍｍ）。このときの加熱温度は、プロセスコンピュータによって加熱開始から抽出までの炉内の雰囲気温度、在炉時間を基にして計算された鋼片の表面から裏面までの温度分布におけるｔ（ｔ：板厚）／４の部位（鋼板の表面から板厚の１／４の深度である点）の温度である。
　尚、表１には、各鋼板のＡｒ３変態点も示したが、これらの値は下記（５）式に基づいて求めたものである（式中、［　］は各元素の含有量（質量％）、ｔは板厚（ｍｍ）を示す）。
　Ａｒ３＝９１０－３１０［Ｃ］－８０［Ｍｎ］－２０［Ｃｕ］－１５［Ｃｒ］－５５［Ｎｉ］－８０［Ｍｏ］＋０．３５（ｔ－８）　…（５）
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　上記の様にして得られた各鋼板について、下記の方法によってセメンタイトの円相当径を測定した。また各鋼板について、前記ＴＰ値で１８～１８．５に相当のＳＲ処理を施し、ＳＲ処理前・後の引張強度を下記の方法（引張試験）によって測定し、ＳＲ処理前・後の強度低下量（ΔＴＳ）を測定する共に、下記の方法によって母材の靭性（ＳＲ処理後の母材靭性ｖＥ－４６）を測定した。更に、各鋼板を用いて下記の条件によって溶接施工を行った後、ＳＲ処理（条件は上記と同じ）を行い、ＨＡＺ靭性（破面遷移温度ｖＴｒｓ）についても評価した。尚、以下の測定方法においては、いずれの鋼板についても、各２本ずつの試験片を用い、その平均値を求めた。
　［セメンタイト円相当径測定方法］
　各鋼板のｔ（ｔ：板厚）／４の部位を透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）により倍率：７５００倍で約２００μｍの視野を１０視野観察した。それによって得られた画像データを画像解析して、面積分率と個数からセメンタイトの１個当りの面積を算出し、セメンタイトの切断面を円と仮定したときの直径を円相当径として導出した。このとき、面積が０．０００５μｍ２以下の粒はノイズと判断して除外した。
　［引張試験］
　ＳＲ処理前・後の各鋼板のｔ（ｔ：板厚）／４部位から、圧延方向に対して直角の方向にＪＩＳ　Ｚ　２２０１の４号試験片を採取して、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１の要領で引張試験を行なって引張強度（ＴＳ）を測定した。そして、ＳＲ処理前・後の引張強度ＴＳの差によって強度低下量ΔＴＳを測定し、このΔＴＳ（平均値）が３５ＭＰａ未満のものを耐ＳＲ特性が良好と判定した。
　［母材靭性（ＳＲ後の母材靭性）の評価］
　ＳＲ処理後の各鋼板のｔ（板厚）／４部位から、圧延方向に対して直角の方向にＡＳＴＭ　Ａ３７０－０５（０．５００－ｉｎ．Ｒｏｕｎｄ　Ｓｐａｃｉｍｅｎ）試験片を採取し、ＡＳＴＭ　Ａ３７０－０５に準拠して、－４６℃でシャルピー衝撃試験を行い、吸収エネルギー（ｖＥ－４６）を測定した。そして、ｖＥ－４６の値（平均値）が２００Ｊ以上のものを母材靭性に優れると評価した。
　［ＨＡＺ靭性（ＳＲ後のＨＡＺ靭性）の評価］
下記の条件で溶接した各鋼板について、ＳＲ処理（条件は上記と同じ）を行い、上記と同様にしてＡＳＴＭ　Ａ３７０－０５試験片を採取し、ＡＳＴＭ　Ａ３７０－０５に準拠して、－４６℃でシャルピー衝撃試験を行い、吸収エネルギー（ｖＥ－４６）を測定した。そして、ｖＥ－４６の値（平均値）が５０Ｊ以上のものをＨＡＺ靭性に優れると評価した。
　〈溶接施工条件〉
　溶接方法：被覆アーク溶接
　最高入熱量：５０ｋＪ／ｃｍ
　溶接材料：ＬＢ－６２Ｌ
　電流：１７０Ａ
　電圧：２６Ｖ
　溶接速度：６．０ｃｍ／ｍｉｎ
　予熱パス間温度：７５℃以上
　パス数：バック側１４パス、ファイナル側１７パス
　開先形状：Ｘ開先
　これらの測定結果（セメンタイトの円相当径、ＳＲ処理前ＴＳ、ＳＲ処理後ＴＳ、強度低下量ΔＴＳ、ＳＲ処理後母材靭性およびＳＲ処理後ＨＡＺ靭性）を、各鋼板の板厚と共に、下記表２に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　これらの結果から次のように考察できる（尚、下記Ｎｏ．は、表１、２の実験Ｎｏ．を示す）。Ｎｏ．１～５、８～１３は、化学成分組成と共に、前記（１）～（３）式の関係を満足するものであり、これによってセメンタイトの円相当径を小さいまま分散させることができ、引張強度の低下量（ΔＴＳ）を小さくすることができると共に、低温靭性も良好に確保できている。
　これに対してＮｏ．６のものでは、Ｂの含有量が多いため、焼入れ性が高く、組織が上部ベイナイト組織となっており、母材およびＨＡＺのいずれも靭性が劣化している。
　Ｎｏ．７のものでは、本発明において必須元素であるＴｉを含有させていない鋼種を用いているものであり、これによりＴｉの窒化物であるＴｉＮが析出しておらず、加熱時のオーステナイト結晶粒が大きくなり、焼きの入りやすい組織となっている。また、この鋼では、上記と同様に上部ベイナイト組織となって、母材およびＨＡＺのいずれも靭性が劣化している。
　これらのデータに基づいて、セメンタイト円相当径と強度低下量（ΔＴＳ）との関係を示したものが前記図２であり、Ｐ値とセメンタイト円相当径との関係を示したものが前記図３である。また、Ｐｔ値と母材靭性（ｖＥ－４６）の関係を図４に示す。

Claims (7)

  1. 　Ｃ：０．０５～０．１８％（「質量％」の意味。以下同じ）、Ｓｉ：０．１０～０．５０％、Ｍｎ：１．２～２．０％、Ａｌ：０．０１～０．１０％、Ｃｒ：０．０５～０．３０％、Ｔｉ：０．００８～０．０２５％およびＶ：０．０１～０．０５％を夫々含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、該不可避的不純物中のＰを０．００８％以下に抑制し、且つ下記（１）～（３）式を満足することを特徴とする高強度鋼板。
    　６．７［Ｃｒ］＋４．５［Ｍｎ］＋３．５［Ｖ］≧７．２（質量％）　…（１）
    　但し、［Ｃｒ］，［Ｍｎ］および［Ｖ］は、夫々Ｃｒ，ＭｎおよびＶの含有量（質量％）を示す。
    　１．１６×（［Ｃ］／１０）１／２×（０．７５×［Ｓｉ］＋１）×（５．１×（［Ｍｎ］－１．２）＋５）×（０．３５×［Ｃｕ］＋１）×（０．３６×［Ｎｉ］＋１）×（２．１６×［Ｃｒ］＋１）×（３×［Ｍｏ］＋１）×（１．７５×［Ｖ］＋１）×（２００×［Ｂ］＋１）≦２．０８　…（２）
    　但し、［Ｃ］，［Ｓｉ］，［Ｍｎ］，［Ｃｕ］，［Ｎｉ］，［Ｃｒ］，［Ｍｏ］，［Ｖ］および［Ｂ］は、夫々Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｏ，ＶおよびＢの含有量（質量％）を示す。
    　－｛Ｄｉ－９００×［Ｔｉ］＋５０×（［Ｐ］－０．００８）＋３５００×（［Ｂ］－０．０００４）｝≧９．６２　…（３）
    　但し、［Ｔｉ］，［Ｐ］および［Ｂ］は、夫々Ｔｉ，ＰおよびＢの含有量（質量％）を示し、Ｄｉは上記（２）式の左辺の値を意味する。
  2. 　組織中のセメンタイトの平均粒径が円相当径で０．１６５μｍ以下である請求項１に記載の高強度鋼板。
  3. 　更に他の元素として、Ｃｕ：０．０５～０．８％およびＮｉ：０．０５～１％の少なくともいずれかを含有するものである請求項１に記載の高強度鋼板。
  4. 　更に他の元素として、Ｍｏ：０．０１～０．３％を含有するものである請求項１に記載の高強度鋼板。
  5. 　更に他の元素として、Ｂ：０．０００４％以下を含有するものである請求項１に記載の高強度鋼板。
  6. 　更に他の元素として、Ｃａ：０．０００５～０．００５％を含有するものである請求項１に記載の高強度鋼板。
  7. 　Ｃ：０．０５～０．１８％（「質量％」の意味。以下同じ）、Ｓｉ：０．１０～０．５０％、Ｍｎ：１．２～２．０％、Ａｌ：０．０１～０．１０％、Ｃｒ：０．０５～０．３０％、Ｔｉ：０．００８～０．０２５％およびＶ：０．０１～０．０５％、Ｃｕ：０．８％以下、Ｎｉ：１％以下、Ｍｏ：０．３％以下、Ｂ：０．０００４以下およびＣａ０．００５％以下を夫々含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、該不可避的不純物中のＰを０．００８％以下に抑制し、且つ下記（１）～（３）式を満足することを特徴とする高強度鋼板。
    　６．７［Ｃｒ］＋４．５［Ｍｎ］＋３．５［Ｖ］≧７．２（質量％）　…（１）
    　但し、［Ｃｒ］，［Ｍｎ］および［Ｖ］は、夫々Ｃｒ，ＭｎおよびＶの含有量（質量％）を示す。
    　１．１６×（［Ｃ］／１０）１／２×（０．７５×［Ｓｉ］＋１）×（５．１×（［Ｍｎ］－１．２）＋５）×（０．３５×［Ｃｕ］＋１）×（０．３６×［Ｎｉ］＋１）×（２．１６×［Ｃｒ］＋１）×（３×［Ｍｏ］＋１）×（１．７５×［Ｖ］＋１）×（２００×［Ｂ］＋１）≦２．０８　…（２）
    　但し、［Ｃ］，［Ｓｉ］，［Ｍｎ］，［Ｃｕ］，［Ｎｉ］，［Ｃｒ］，［Ｍｏ］，［Ｖ］および［Ｂ］は、夫々Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｏ，ＶおよびＢの含有量（質量％）を示す。
    　－｛Ｄｉ－９００×［Ｔｉ］＋５０×（［Ｐ］－０．００８）＋３５００×（［Ｂ］－０．０００４）｝≧９．６２　…（３）
    　但し、［Ｔｉ］，［Ｐ］および［Ｂ］は、夫々Ｔｉ，ＰおよびＢの含有量（質量％）を示し、Ｄｉは上記（２）式の左辺の値を意味する。
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