強度−延性バランスおよび溶接性に優れた厚鋼板およびその製造方法
【課題】 良好な母材靭性や大入熱溶接性を確保しつつ、均一伸びを向上させ、強度−延性バランスに優れた５９０〜７８０ＭＰａ級の高強度厚鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。
【解決手段】 Ｃ：０．０１〜０．１０％、Ｓｉ：０．０５〜２．０％、Ｍｎ：１．５〜７．０％、Ａｌ：０．１％以下（０％を含まない）、Ｔｉ：０．００２〜０．１％、Ｎ：０．００１〜０．０１％、を各々含有し、残部が実質的に鉄および不可避不純物である厚鋼板を、熱間圧延後に、（Ｔhold−Ａｅ1 ）／（Ａｅ３−Ａｅ1 ）×１００が５〜５０の範囲となる加熱温度Ｔholdに加熱保持する熱処理を行ない、厚鋼板組織における残留γの分率が１．０〜３０％であり、かつ、この残留γの分率を特定のＫＴＰ値を満たすものとして、強度−延性バランスを向上させる。
【解決手段】 Ｃ：０．０１〜０．１０％、Ｓｉ：０．０５〜２．０％、Ｍｎ：１．５〜７．０％、Ａｌ：０．１％以下（０％を含まない）、Ｔｉ：０．００２〜０．１％、Ｎ：０．００１〜０．０１％、を各々含有し、残部が実質的に鉄および不可避不純物である厚鋼板を、熱間圧延後に、（Ｔhold−Ａｅ1 ）／（Ａｅ３−Ａｅ1 ）×１００が５〜５０の範囲となる加熱温度Ｔholdに加熱保持する熱処理を行ない、厚鋼板組織における残留γの分率が１．０〜３０％であり、かつ、この残留γの分率を特定のＫＴＰ値を満たすものとして、強度−延性バランスを向上させる。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、強度−延性バランスおよび溶接性に優れた、５９０〜７８０ＭＰａ級の高強度厚鋼板およびその製造方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
従来より、船舶、海洋構造物、橋梁、建築構造物などの大型構造物には、軽量化が指向されており、これら建築、構造用の厚鋼板には、５９０ＭＰａ級以上の高強度厚鋼板が求められている。このような高強度厚鋼板には、特に、建築構造物や鋼構造物の耐震性を向上させるという観点から、均一伸びが高いことも要求される。この均一伸びは、鋼板が破断に至るまでの途中で局部収縮が開始するまでの伸びのことを意味し、鋼板が変形する際の安定性の指標となるものであり、均一伸びの値が高い方が良好な耐震性が得られるとされている。
【０００３】
この均一伸びを向上させる手段としては、オーステナイトの変態誘起塑性（以下、「ＴＲＩＰ」という）を利用して、残留オーステナイト（残留γ）量を増加させることが従来から知られている。
【０００４】
例えば、自動車や各種の産業機械に用いられる高強度部材の素材としての熱延高張力鋼板の分野では、プレス加工等の成形加工によって所定の形状に加工されるために、強度−延性バランスに優れた鋼板が要求される。このため、好適な組織の微細化と残留オーステナイトのＴＲＩＰ現象とを組み合わせた高強度で且つ強度−延性バランスに優れた鋼の製造方法が、例えば、特許文献１〜３などに開示されている。
【０００５】
また、特許文献４では、強度−延性バランスに優れるとともに化成処理を施すことができる熱延高張力鋼板として、Ｃを０．０５〜０．３０％含有する熱延高張力鋼板について、体積割合でオーステナイトを１５％以上含有し、残部が実質的に平均結晶粒径が１．５〜３μｍのポリゴナルフェライトからなることが提案されている。
【０００６】
これら特許文献１〜４は、大入熱溶接される厚鋼板とは違い、自動車や各種の産業機械に用いられる鋼板であり、大入熱溶接時のＨＡＺ靱性などは当然考慮していない。このため、当然ながら、大入熱溶接時のＨＡＺ靱性が低いために、建築物や橋梁などの大型構造物用の厚鋼板には適用できない。また、組織としても、ポリゴナルフェライトは、高強度厚鋼板の強度−延性バランスや、耐溶接割れ性や大入熱ＨＡＺ靭性を低下させる。
【０００７】
更に、均一伸びを向上させるために、残留γを増加させると、島状マルテンサイトも増加して母材靭性が低下することも問題となる。
【０００８】
こうしたことから、大入熱溶接される厚鋼板においても、良好な母材靭性を確保しつつ均一伸びを向上させる技術として、特許文献５では、Ｃ：０．０１０〜０．０６％の５９０ＭＰａ級高張力厚鋼板において、０．５体積％以上の残留オーステナイトを存在させるとともに、島状マルテンサイト分率を２０体積％以下とし、［Ｍｎ］＋１．５×［Ｃｒ］＋２×［Ｍｏ］で表されるＫＰ値（％）を特定範囲とすることが提案されている。
【特許文献１】特開昭６３−４０１７号公報（特許請求の範囲）
【特許文献２】特開平９−８７７９８号公報（特許請求の範囲）
【特許文献３】特開平９−１０４９４７号公報（特許請求の範囲）
【特許文献４】特開２００４−１３１８３３号公報（特許請求の範囲）
【特許文献５】特開２００３−１６０８３５号公報（特許請求の範囲、表３）
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００９】
しかし、上記特許文献５は、その実施例表３の通り、引張強度６１８ＭＰａで均一伸びが１３．１％程度と、引張強度の割りには延性が低く、強度−延性バランス（引張強度×均一伸び）も低いレベルでしかない。
【００１０】
こうしたことから、５９０ＭＰａ級以上の高強度厚鋼板においては、良好な母材靭性や大入熱溶接性を確保しつつ、均一伸びを向上させ、強度−延性バランスに優れた厚鋼板が望まれているのが実状である。
【００１１】
本発明は、この様な事情に鑑みてなされたものであって、その目的は、良好な母材靭性や大入熱溶接性を確保しつつ、均一伸びを向上させ、強度−延性バランスに優れた５９０〜７８０ＭＰａ級の高強度厚鋼板およびその製造方法を提供することである。
【課題を解決するための手段】
【００１２】
この目的を達成するために、本発明の強度−延性バランスおよび溶接性に優れた厚鋼板の要旨は、質量％で、Ｃ：０．０１〜０．１０％、Ｓｉ：０．０５〜２．０％、Ｍｎ：１．５〜７．０％、Ａｌ：０．１％以下（０％を含まない）、Ｔｉ：０．００２〜０．１％、Ｎ：０．００１〜０．０１％、を各々含有し、残部が実質的に鉄および不可避不純物である厚鋼板であって、厚鋼板組織における残留γの分率が１．０〜３０％であり、かつ、この残留γの分率が下記ＫＴＰ値を満たすものである。
ここでＫＴＰ値＝−３．１４×１０3 ＋１６３×〔γR 分率〕＋５．０９×１０5 ×（１／Ｍｓ〔γR 〕）≧０で表される。
但し、Ｍｓ〔γR 〕は、残留γのＭｓ点（マルテンサイト変態開始温度）で、
Ｍｓ〔γR 〕＝５５０−３６１〔％Ｃ（γR ）〕−３９〔％Ｍｎ〕−２０〔％Ｃｒ〕−１７〔％Ｎｉ〕−１０〔％Ｃｕ〕−５〔％Ｍｏ〕で表される。
但し、％Ｃ（γR ）は残留γ中のＣ量である。
【００１３】
なお、上記Ｍｓ〔γR 〕の式において、本発明においては、選択的な添加元素であるＣｒ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｍｏの量が含まれ、考慮されている。これは、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｍｏを選択的に実質量含む（添加する）場合だけではなく、計測可能な不純物量レベルとして含む場合も、厳密にはＭｓ〔γR 〕の値に影響するため、重要なＭｓ〔γR 〕の計算において考慮すべきとの認識からきている。
【００１４】
また、この目的を達成するために、本発明の強度−延性バランスおよび溶接性に優れた厚鋼板の製造方法の要旨は、請求項１〜６に記載のいずれかの成分組成からなる鋼素材を、加熱して熱間圧延後に強制冷却を行ない、その後、（Ｔhold−Ａｅ1 ）／（Ａｅ３−Ａｅ1 ）×１００が５〜５０の範囲となる加熱温度Ｔholdに加熱して保持する熱処理を行なうことである。
【発明の効果】
【００１５】
本発明では、高強度な５９０〜７８０ＭＰａ級の厚鋼板において、均一伸びを向上させるために、残留γ量を増加させる乃至確保する点は、前記従来技術と共通する。
【００１６】
しかし、本発明では、更に、残留γ中のＣ量を多くして（Ｃ濃度を高くして）、残留γの安定性を確保する。これによって、残留γの分率（量）と残留γの安定性とをバランスさせることができ、均一伸びを向上させ、優れた強度−延性バランスを確保できる。また、島状マルテンサイトの増加をも抑制し、靱性を確保することができる。
【００１７】
したがって、本発明における上記ＫＴＰ値は、残留γの安定性の指標、あるいは、オーステナイトの変態誘起塑性（「ＴＲＩＰ」）効果の指標、更には、強度−延性バランスの指標と言えるものである。
【００１８】
前記した特許文献５の強度−延性バランス（引張強度×均一伸び）が低いのは、残留γの分率（量）は確保しているものの、残留γ中のＣ量が少ないために、残留γが不安定となっているためと推考される。
【００１９】
本発明の５９０〜７８０ＭＰａ級の高強度厚鋼板は、このように、良好な母材靭性や大入熱溶接性を確保しつつ、均一伸びを向上させ、強度−延性バランスに優れ、良好な耐震性が得られる。この結果、船舶、海洋構造物、橋梁、建築構造物などの大型構造物等に用いられて最適である。
【発明を実施するための最良の形態】
【００２０】
先ず、本発明の５９０〜７８０ＭＰａ級の高強度厚鋼板は、主相となる組織はベイナイトとする。ベイナイト組織は、良好な母材靭性や大入熱溶接性を確保しつつ、均一伸び向上、良好な強度−延性バランス、良好な耐震性などを、前提として、保障する。このため、厚鋼板は、残留γを含むベイナイト主体の組織であることが好ましい。
【００２１】
しかし、製造上のコストや限界などから、このベイナイトの他、上記特性を阻害しない範囲で、ポリゴナルフェライトやマルテンサイトあるいはセメンタイトの生成乃至混在は許容する。ただ、これらの組織は、強度−延性バランスを低下させるため、できるだけ少ない方が好ましい。特に、圧延後の冷却過程で生成乃至混在しやすい、ポリゴナルフェライトは、強度−延性バランスや、耐溶接割れ性や大入熱ＨＡＺ靭性の改善の点から、厚鋼板組織の分率を１５％以下とすることが好ましい。
【００２２】
これらポリゴナルフェライト、ベイナイトなどの変態組織の分率（体積分率）については、各鋼板の板厚１／４部位について、表面研磨後、３％ナイタール腐食液で腐食した後、光学顕微鏡によって組織を観察し（倍率：１０００倍）、５０μ角の領域をｎ＝１０で撮影し、ポイントカウンティング法などの画像解析によって測定する。
【００２３】
（残留γ）
次ぎに本発明における厚鋼板組織中の残留γ規定について、以下に説明する。本発明厚鋼板組織における残留γの分率は、優れた強度−延性バランスを得る前提として、体積分率で１．０〜３０％とする。残留γの分率が１．０％未満では、残留γの「ＴＲＩＰ」効果が発揮されない。その結果、前提として、５９０〜７８０ＭＰａ級の高強度厚鋼板において、引張強度×均一伸びが１４０００以上の、優れた強度−延性バランスが得られない。一方、残留γの分率が３０％を超えた場合、島状マルテンサイトが増加しやすくなり、靱性が低下する。
【００２４】
（ＫＴＰ値）
本発明では、更に、前記した通り、残留γ中のＣ量を多くして（Ｃ濃度を高くして）、残留γの安定性を確保する。これによって、残留γの分率（量）と残留γの安定性とをバランスさせることができ、均一伸びを向上させることができる。この結果、５９０〜７８０ＭＰａ級の高強度厚鋼板において、引張強度×均一伸びが１４０００以上の、優れた強度−延性バランスを確保できる。
【００２５】
残留γのＭｓ点（マルテンサイト変態開始温度）は、残留γの安定性を示し、残留γ中のＣ量レベルが高いほど、また、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕなどの各量が多いほど、下記Ｍｓ〔γR 〕式の通り、残留γのＭｓ点であるＭｓ〔γR 〕は低下して、残留γが安定化する。
【００２６】
そして、下記ＫＴＰ値式の通り、このＭｓ〔γR 〕が低いほど、また、γR 分率が高いほど、このＭｓ〔γR 〕の逆数とγR 分率との和となるＫＴＰ値は０よりも大きくなる。したがって、下記ＫＴＰ値は、残留γの安定性の指標、あるいは、オーステナイトの変態誘起塑性（「ＴＲＩＰ」）効果の指標、更には、強度−延性バランスの指標と言える。残留γの分率（量）と残留γの安定性とをバランスさせることができる。
【００２７】
一方、上記ＫＴＰ値が０未満では、残留γ中のＣ量レベルが低下し、残留γのＭｓ点であるＭｓ〔γR 〕が上昇して、残留γが不安定化する。このため、強度−延性バランスが低下する。
ＫＴＰ値＝−３．１４×１０3 ＋１６３×〔γR 分率〕＋５．０９×１０5 ×（１／Ｍｓ〔γR 〕）≧０
但し、Ｍｓ〔γR 〕は、残留γのＭｓ点（マルテンサイト変態開始温度）で、
Ｍｓ〔γR 〕＝５５０−３６１〔％Ｃ（γR ）〕−３９〔％Ｍｎ〕−２０〔％Ｃｒ〕−１７〔％Ｎｉ〕−１０〔％Ｃｕ〕−５〔％Ｍｏ〕で表される。
但し、％Ｃ（γR ）は残留γ中のＣ量である。
【００２８】
このＫＴＰ値の式自体は、残留γ（γR ）の量と、残留γの安定性が、「ＴＲＩＰ」減少に及ぼす影響を定量的に評価するため、残留γの量と、残留γの安定性（残留γのＭｓ点で代替え）を変化させた種々のサンプルを作り込み、これらサンプル得られたＴＳ（引張強度）×ＥＬ（均一伸び）と、上記各パラメータから重回帰式を作成し、ＴＳ×ＥＬ＝１４０００となる条件（強度−延性バランスの臨界条件）が０になるように規格化した式である。
【００２９】
（残留γの計測）
上記残留γの分率は、鋼板の板厚１／４部位について、鋼板組織のＸ線回折測定から計測できる。即ち、例えば、Ｘ線回折測定装置（理学電気製RAD-RU300)を用い、ターゲットをＣｏ、ターゲット出力を40kV-200mAとして、鋼板組織のＸ線回折ピークを求め、リーベルト法により理論強度比を計算によって求めて、残留γ量（Ｖγ量）を測定する。
【００３０】
更に、上記残留γ中のＣ量（Ｃ濃度）である、％Ｃ（γR ）は、鋼板試料に標準物質としてＳｉを塗布して、上記Ｘ線回折測定し、Ｓｉ、残留γ（γR ）のＸ線回折ピーク位置を決定する。このピーク位置を用いて、残留γの格子定数ａ0 を測定する。使用ピークは（１１１）、（２００）、（２２０）、（３１１）とする。
【００３１】
そして、この格子定数ａ0 から、「D.J.Dyson et al.,Journal of The Iron and Steel Institute, （1970）p469〜474 」に記載の次式計算式により、残留γ中のＣ量（Ｃ濃度）を求める。次式計算式は、残留γ中のＣ量に対して、鋼板中に含まれる他の炭化物形成元素をマイナス因子として計算するものである。
％Ｃ（γR ）＝（ａ0 −３．５７８−０．０００９５×％Ｍｎ＋０．０００２×％Ｎｉ−０．０００６×％Ｃｒ−０．０２２×％Ｎ−０．００５６×％Ａｌ−０．０００４×％Ｃｏ−０．００１５×％Ｃｕ−０．００３１×％Ｍｏ−０．００５１×％Ｎｂ−０．００３９×％Ｔｉ−０．００１８×％Ｖ−０．００１８×％Ｗ）／０．０３３
【００３２】
（厚鋼板の組成）
本発明厚鋼板の組成（単位：質量％）について、各元素の限定理由を含めて、以下に説明する。本発明厚鋼板の上記組織を制御して、良好な母材靭性や大入熱溶接性を確保しつつ、均一伸びを向上させ、強度−延性バランスに優れ、良好な耐震性を得る前提として、本発明厚鋼板の組成は、下記に示す範囲内とし、規定の方法で製造することが有効である。
【００３３】
即ち、質量％で、Ｃ：０．０１〜０．１０％、Ｓｉ：０．０５〜２．０％、Ｍｎ：１．５〜７．０％、Ａｌ：０．１％以下（０％を含まない）、Ｔｉ：０．００２〜０．１％、Ｎ：０．００１〜０．０１％、を各々含有し、残部が実質的に鉄および不可避不純物である厚鋼板とする。
【００３４】
以下、各元素量を規定した理由について詳述する。
Ｃ：０．０１〜０．１０％。
Ｃ（炭素）は「ＴＲＩＰ」効果を発揮させ、残留γ中のＣ量を多くして（Ｃ濃度を高くして）、残留γの安定性を確保し、上記ＫＴＰ値を０以上として、５９０〜７８０ＭＰａ級の高強度厚鋼板において、引張強度×均一伸びが１４０００以上の優れた強度−延性バランスを確保するために重要な元素である。更に、Ｃは溶接時におけるＨＡＺ部の耐溶接割れ性や、大入熱ＨＡＺ靭性と、母材の強度確保にも有効である。
【００３５】
こうした効果を発揮させるためには、少なくとも０．０１％必要であり、Ｃ含有量が０．０１％未満では、「ＴＲＩＰ」効果が発揮されず、残留γ中のＣ量が少なくなり、残留γのＭｓ点であるＭｓ〔γR 〕が上昇して、残留γが不安定となり、上記ＫＴＰ値が０未満となる。このため、５９０〜７８０ＭＰａ級の高強度厚鋼板において、引張強度×均一伸びが１４０００以上の優れた強度−延性バランスを確保できなくなる。
【００３６】
一方、Ｃ量が０．１０％を超えて過剰になると、高冷却速度側で低温変態ベイナイトでなくマルテンサイトが生成するようになり、却って、耐溶接割れ性および大入熱ＨＡＺ靭性が改善されない。したがって、Ｃ含有量は０．０１〜０．１０％、好ましくは０．０２〜０．０８％の範囲とする。
【００３７】
Ｓｉ：０．０５〜２．０％。
Ｓｉは、セメンタイト形成の抑制効果があり、強度−延性バランスを向上させる。また、固溶強化し母材強度の確保に寄与する。これの効果は、０．０５％以上、好ましくは０．２％以上の含有で発揮される。一方、２．０％を超えて過剰に含まれると、母材靭性とＨＡＺ靭性がともに低下する。このため、Ｓｉ含有量は０．０５〜２．０％、好ましくは０．２〜２．０％の範囲とする。
【００３８】
Ｍｎ：１．５〜７．０％。
Ｍｎは、鋼の焼入れ性を改善する作用を有するとともに、高冷却速度乃至低冷却速度で低温変態ベイナイトを生成しやすくする。Ｍｎ含有量が１．０％未満であると、所望の焼入れ性改善作用が発揮されず、残留γが不安定化し、母材強度も不足するため、強度−延性バランスが低下する。一方、７．０％を超えて過剰に含有させると、ＨＡＺ靭性が劣化する。したがって、Ｍｎ含有量の範囲は１．５〜７．０％の範囲、好ましくは２．０〜６．０％の範囲とする。
【００３９】
Ａｌ：０．１％以下（０％を含まない）。
Ａｌは、固溶している窒素をＡｌＮとして固定し、また固溶強化により、強度−延性バランスを高める。一方、Ａｌが０．１％を超えて過剰に含まれていると、固溶強化しすぎて靱性などの母材特性を低下させる。このため、Ａｌ含有量は窒素量によって定まり、窒素が無い場合には、特に含有する必要が無くなる。したがって、Ａｌ含有量は０．１％以下（０％を含まない）、好ましくは０．０５％以下（０％を含まない）とする。
【００４０】
Ｔｉ（total 量）：０．００２〜０．１％。
Ｔｉは、Ｔｉは窒素と窒化物、あるいは酸素と酸化物を形成して、大入熱溶接時におけるＨＡＺ部のγ粒を微細化し、ＨＡＺ靭性改善に寄与する点で有用である。この様な効果を有効に発揮させるには、Ｔｉ（total 量）で０．００２％以上含有させる。一方、Ｔｉ量が、Ｔｉ（total 量）で、０．１％を超えて過剰になると、Ｔｉ窒化物やＴｉ酸化物が過多あるいは粗大となって、却って、ＨＡＺ靭性と母材靭性がともに劣化する。したがって、全Ｔｉ含有量（total 量）は０．００２〜０．１％、好ましくは０．００５〜０．０５％の範囲とする。
【００４１】
Ｎ：０．００１〜０．０１％。
Ｎ（窒素）は、Ｔｉは窒素と窒化物、あるいは酸素と酸化物を形成して、大入熱溶接時におけるＨＡＺ部のγ粒を微細化し、ＨＡＺ靭性改善に寄与する点で有用である。この様な効果を有効に発揮させるには、０．００１％以上含有させる。一方、Ｎ量を０．０１％を超えて過剰に含有させると、母材靭性とＨＡＺ靭性をともに劣化させる。したがって、Ｎ含有量は０．００１〜０．０１％、好ましくは０．００３０〜０．００８０％の範囲とする。
【００４２】
以下に、選択的に含有させる元素について説明する。
Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｍｏのいずれか一種または二種以上。
Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｍｏは、ともに、前記ＫＴＰ値におけるＭｓ〔γR 〕の式でマイナス項となって、残留γを安定化させ、強度−延性バランスを高める。この効果を発揮させる場合には、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｍｏのいずれか一種または二種以上を、選択的に、合計で０．２％以上含有させる。
【００４３】
一方、これら元素の一種または二種以上を合計で５％を超えて、過剰に含有させると、残留γが安定になり過ぎ、却って「ＴＲＩＰ」効果が得られなくなる。したがって、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｍｏのいずれか一種または二種以上を選択的に含有させる場合は、合計で０．２〜５％、好ましくは合計で０．５〜３．０％の範囲とする。
【００４４】
Ｂ：０．０００５〜０．００５０％。
Ｂは、圧延後の冷却過程でのポリゴナルフェライトの形成を抑制し、母材強度を確保する。また、鋼組織を微細化して母材靱性を改善する効果がある。この効果は０．０００５％以上の含有で発揮される。一方、Ｂ含有量が０．００５０％を超ると、これらの効果が飽和する。よって、Ｂ含有量は０．０００５〜０．００５０％の範囲とする。
【００４５】
Ｎｂ、Ｖ、Ｚｒ、Ｗのいずれか一種または二種以上。
Ｎｂ、Ｖ、Ｚｒ、Ｗは、炭化物（ＭＣ）を形成し、母材強度を高める効果がある。この効果を発揮させる場合には、Ｎｂ、Ｖ、Ｚｒ、Ｗのいずれか一種または二種以上を、選択的に、合計で０．０１％以上含有させる。
【００４６】
一方、これら元素の一種または二種以上を合計で０．５％を超えて、過剰に含有させると、却って、ＭＣが多くなりすぎ、鋼中のフリー炭素が減少して、残留γの安定性を低下させる。したがって、Ｎｂ、Ｖ、Ｚｒ、Ｗのいずれか一種または二種以上を選択的に含有させる場合は、合計で０．０１〜０．５％の範囲とする。
【００４７】
ＲＥＭ：０．００１〜０．１％。
ＲＥＭは、ＭｎＳ等の硫化物などの介在物を微細化させてＨＡＺ靭性を改善する。この効果を発揮させる場合には、選択的に０．００１％以上含有させる。しかし、ＲＥＭは、０．１％を超えても効果が飽和する。したがって、ＲＥＭを選択的に含有させる場合は、０．００１〜０．１％の範囲とする。
【００４８】
次ぎに、不可避的不純物について、以下に説明する。上記以外の元素は不純物であり、厚鋼板特性を阻害しない範囲での含有を許容する。例えば、Ｐ（りん）やＳ（硫黄）も不可避不純物として存在する元素であり、溶接性や母材靭性を低下させる等の悪影響を及ぼす。よってＰは０．０２０％以下、Ｓは０．０１０％以下に抑えるのがよい。
【００４９】
（製造方法）
本発明厚鋼板は、熱間圧延を含めて、工程自体は常法にて製造することができる。即ち、転炉等の通常の溶製法で溶製し、ついで連続鋳造法等の通常の鋳造法で所定寸法の鋼素材（スラブ）とする。鋼素材（スラブ）は、通常の厚鋼板の製造方法通り、加熱後、熱間圧延を行ない、圧延方向に沿う集合組織の発達を阻止して、熱間圧延終了時において再結晶させた組織とする。熱間圧延終了後の鋼板は水焼き入れを施す。その後、鋼板の焼戻しを行ない製品厚鋼板とする。
【００５０】
圧延条件は特には限定しないが、好ましくは１０００〜１２００℃に加熱後、仕上げ圧延温度を７００〜９００℃として圧延する。このような低温圧延によって、後述する２相域での熱処理後の組織を微細化でき、母材靱性などの特性を向上できる。
【００５１】
また、圧延後の水焼き入れなどの強制冷却における冷却速度は１．０〜２０℃／ｓで冷却することが好ましい。このように冷却速度を高め、ベイナイトの分率を高めることで、後述する２相域での熱処理後の組織を微細化でき、母材靱性などの特性を向上できる。
【００５２】
前記組織の条件を満足するためには、特に、上記熱処理（焼戻し、テンパー）の際の温度条件に注意する。熱処理の温度は、Ａｅ１とＡｅ３の間の、α＋γ２相域に過熱する。具体的には、熱処理の温度（加熱温度：Ｔhold：℃）が、（Ｔhold−Ａｅ1 ）／（Ａｅ３−Ａｅ1 ）×１００（％）が５〜５０％の範囲となるように加熱して保持する。この温度に保持することで、微細なオーステナイトを作り込み、その後、室温まで冷却した際に、残留γを体積分率で１．０〜３０％形成させたベイナイト組織とすることができる。なお、保持時間は、これらの効果が得られるに十分な時間とするが、３分以上保持することが好ましい。
【００５３】
加熱温度：Ｔholdが、（Ｔhold−Ａｅ1 ）／（Ａｅ３−Ａｅ1 ）×１００で５％未満となって、Ａｅ１未満のα＋θ域となった場合、室温まで冷却した際に、体積分率で１．０％以上の、十分な量の残留γが確保できない。
【００５４】
一方、熱処理の温度が、（Ｔhold−Ａｅ1 ）／（Ａｅ３−Ａｅ1 ）×１００で５０％を超えて、Ａｅ３を超えてγ域となった場合、室温まで冷却した際に、残留γが体積分率で３０％を超え、残留γ中への炭素の濃化が十分にできないので、残留γの安定性が低下し、却って残留γの十分な量の確保ができなくなる。
【００５５】
以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明はもとより、下記実施例によって制限を受けるものではなく、前記、後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも勿論可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。
【実施例】
【００５６】
表１（発明例Ａ〜Ｐおよび比較例Ｑ〜Ｗ）に示す化学成分組成の鋼を真空溶解して１５０ｋｇ鋳塊を作成した。この鋳塊を、表２に示す圧延条件にて多パス圧延および強制冷却して、板厚３０ｍｍの鋼板を得た。この鋼板を表２および表３に示す２相域熱処理条件にて熱処理（加熱時間は共通して約１時間）し、供試材とした。なお、表１には、各鋼板のＡｅ１とＡｅ３とを、熱力学ソフトであるサーモカルクで計算した値を記載している。
【００５７】
また、表２の２相域熱処理の加熱条件には、表３に記載の、この２相域熱処理における加熱温度（Ｔhold：℃）の条件式、（Ｔhold−Ａｅ1 ）／（Ａｅ３−Ａｅ1 ）×１００（％）の値を、加熱温度の誤差に基づく誤差範囲（±％）とともに記載している。
【００５８】
この様にして得た鋼板から試料を採取し、表３に示すように、厚鋼板組織における、ポリゴナルフェライトの体積分率（α分率：％）、残留γの分率（γR 分率：％）、残留γ中のＣ量〔Ｃ（γR ）：％〕、残留γのＭｓ点（Ｍｓ〔γR 〕：℃）、ＫＴＰ値を各々、前記した測定方法や計算方法で求めた。また、残部の組織がベイナイト主体であるかどうかも確認した。
【００５９】
そして、同じ試料の、母材引張特性、溶接性を測定した。これらの結果を表３に示す。
【００６０】
（母材引張特性）
上記試料からＪＩＳ４Ａ号試験片を採取して、ＪＩＳＺ２２４１に準じた引張試験を行い鋼板の引張強度（ＴＳ：ＭＰａ）、および均一伸び（ＥＬ：荷重が最大値から５％低下した時の歪み量ｕＥ(5%down)を求めた。更に、ＴＳ×ＥＬの強度−延性バランスも求めた。ここで、強度−延性バランス（ＭＰａ％）は、１４０００以上であるものが優れると評価した。
【００６１】
（母材靭性）
板厚ｔ／４の深さ部分からシャルピー試験片を切り出し、ＪＩＳＺ２２４２に準じたシャルピー衝撃試験を行い、０℃での靱性（ｖＥ0 ：Ｊ）を測定した。そしてｖＥ0 が１１０Ｊ以上の場合を母材靭性に優れていると評価した。
【００６２】
（溶接継手靭性）
上記試料から切り出した試験片（サイズ１２．５ｍｍ×３２ｍｍ×５５ｍｍ）を１４００℃および１２００℃に加熱し、該温度で５秒間保持した後、８００℃から５００℃までを７３０秒間で冷却する熱サイクル（５ｋＪ／ｍｍの入熱でＳＡＷ溶接したときのＨＡＺの熱履歴に相当）を施した。これら各試験片からシャルピー試験片を採取して、ＪＩＳＺ２２４２に準じたシャルピー衝撃試験を行い、０℃での靱性（ｖＥ0 ：Ｊ）を測定した。そしてｖＥ0 が１００Ｊ以上の場合を溶接継手靭性に優れていると評価した。
【００６３】
表１〜３より明らかな通り、発明例１〜１７は、本発明組成を満足する表１の発明例Ａ〜Ｐの鋼を用いるとともに、表２における１と２の好ましい２相域熱処理の製造条件範囲で製造されている。このため、厚鋼板組織における残留γの分率が１．０〜３０％の範囲であり、かつ、この残留γの分率が下記ＫＴＰ値を満たすものである。また、発明例１〜１７の鋼板組織は、表３のγＲ分率（残留γの分率）と、α分率（ポリゴナルフェライトの分率）とを除く残部はベイナイトであり、ベイナイトを主体とする組織であった。
【００６４】
この結果、５９０ＭＰａ級以上の高強度厚鋼板において、１４０００ＭＰａ％以上の強度−延性バランスが得られている。また、母材靱性にも優れている。更に、熱サイクル特性も１００Ｊ以上の靱性が得られ、溶接継手靭性など、溶接性にも優れている。
【００６５】
これらの結果は、高強度な５９０〜７８０ＭＰａ級の厚鋼板として、建築構造物や鋼構造物に用いられた場合、良好な耐震性が得られることを示している。
【００６６】
これに対して、比較例１８〜２４は、いずれかの元素の成分組成が発明範囲より外れる表１の比較例Ｑ〜Ｗの鋼を用いている。このため、圧延、２相域熱処理などの製造条件も好ましい範囲で製造されているにもかかわらず、残留γの分率など組織規定が外れるか、あるいは入っていても、１４０００ＭＰａ％以上の強度−延性バランスか、母材靱性か、熱サイクル特性かの、いずれか、あるいは全ての特性が発明例に比して劣る。
【００６７】
また、比較例２５は、本発明組成を満足する表１の発明例Ａの鋼を用いているのもかかわらず、圧延、２相域熱処理などの製造条件が好ましい範囲外で製造されており、残留γの分率など組織規定が外れ、１４０００ＭＰａ％以上の強度−延性バランスか、熱サイクル特性か、いずれか、あるいは両方の特性が発明例に比して劣る。
【００６８】
この結果、これら比較例は、耐震性が要求される建築構造物や鋼構造物用の５９０〜７８０ＭＰａ級厚鋼板としては使用できない。
【００６９】
比較例１８は、鋼ＱのＣ量が高過ぎ上限を外れる。このため、残留γの分率などの組織は発明範囲内であるものの、熱サイクル特性が低く溶接性が劣る。
【００７０】
比較例１９は、鋼ＲのＳｉ量が高過ぎ上限を外れる。このため、残留γの分率などの組織は発明範囲内であるものの、熱サイクル特性が低く溶接性が劣る。
【００７１】
比較例２０は、鋼ＳのＳｉ量が低過ぎ下限を外れる。このため、残留γが少なく、残留γの分率がＫＴＰ値を満たさず、強度−延性バランスが劣る。
【００７２】
比較例２１は、鋼ＴのＭｎ量が低過ぎ下限を外れる。このため、残留γの分率がＫＴＰ値を満たさず、強度−延性バランスが劣る。
【００７３】
比較例２２は、鋼ＵのＭｎ量が高過ぎ上限を外れる。このため、残留γの分率などの組織は発明範囲内であるものの、熱サイクル特性が低く溶接性が劣る。
【００７４】
比較例２３は、鋼ＶのＡｌ量が高過ぎ上限を外れる。このため、ポリゴナルフェライトの量（α分率）が多くなり、残留γの分率がＫＴＰ値を満たさず、強度−延性バランス、熱サイクル特性ともに劣る。
【００７５】
比較例２４は、鋼ＷのＴｉ量が高過ぎ上限を外れる。このため、Ｔｉの炭化物が生じて、残留γが形成されず、強度−延性バランス、熱サイクル特性ともに劣る。
【００７６】
比較例２５は、本発明組成を満足する表１の発明例Ａの鋼を用いているのもかかわらず、表２の３の好ましい範囲外の２相域熱処理で製造されている。このため、残留γの分率が少な過ないために、ＫＴＰ値を満たさず、強度−延性バランス、熱サイクル特性ともに劣る。
【００７７】
以上の結果から、本発明の成分組成と組織の規定の、高強度な５９０〜７８０ＭＰａ級の厚鋼板の場合に、強度−延性バランスと溶接性靭性改善の臨界的な意義が裏付けられる。
【００７８】
【表１】
【００７９】
【表２】
【００８０】
【表３】
【産業上の利用可能性】
【００８１】
以上説明したように、本発明によれば、良好な母材靭性や大入熱溶接性を確保しつつ、均一伸びを向上させ、強度−延性バランスに優れた５９０〜７８０ＭＰａ級の高強度厚鋼板およびその製造方法を提供できる。このため、本発明厚鋼板は、耐震性が要求される構造物、建築構造物用に適用できる。
【技術分野】
【０００１】
本発明は、強度−延性バランスおよび溶接性に優れた、５９０〜７８０ＭＰａ級の高強度厚鋼板およびその製造方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
従来より、船舶、海洋構造物、橋梁、建築構造物などの大型構造物には、軽量化が指向されており、これら建築、構造用の厚鋼板には、５９０ＭＰａ級以上の高強度厚鋼板が求められている。このような高強度厚鋼板には、特に、建築構造物や鋼構造物の耐震性を向上させるという観点から、均一伸びが高いことも要求される。この均一伸びは、鋼板が破断に至るまでの途中で局部収縮が開始するまでの伸びのことを意味し、鋼板が変形する際の安定性の指標となるものであり、均一伸びの値が高い方が良好な耐震性が得られるとされている。
【０００３】
この均一伸びを向上させる手段としては、オーステナイトの変態誘起塑性（以下、「ＴＲＩＰ」という）を利用して、残留オーステナイト（残留γ）量を増加させることが従来から知られている。
【０００４】
例えば、自動車や各種の産業機械に用いられる高強度部材の素材としての熱延高張力鋼板の分野では、プレス加工等の成形加工によって所定の形状に加工されるために、強度−延性バランスに優れた鋼板が要求される。このため、好適な組織の微細化と残留オーステナイトのＴＲＩＰ現象とを組み合わせた高強度で且つ強度−延性バランスに優れた鋼の製造方法が、例えば、特許文献１〜３などに開示されている。
【０００５】
また、特許文献４では、強度−延性バランスに優れるとともに化成処理を施すことができる熱延高張力鋼板として、Ｃを０．０５〜０．３０％含有する熱延高張力鋼板について、体積割合でオーステナイトを１５％以上含有し、残部が実質的に平均結晶粒径が１．５〜３μｍのポリゴナルフェライトからなることが提案されている。
【０００６】
これら特許文献１〜４は、大入熱溶接される厚鋼板とは違い、自動車や各種の産業機械に用いられる鋼板であり、大入熱溶接時のＨＡＺ靱性などは当然考慮していない。このため、当然ながら、大入熱溶接時のＨＡＺ靱性が低いために、建築物や橋梁などの大型構造物用の厚鋼板には適用できない。また、組織としても、ポリゴナルフェライトは、高強度厚鋼板の強度−延性バランスや、耐溶接割れ性や大入熱ＨＡＺ靭性を低下させる。
【０００７】
更に、均一伸びを向上させるために、残留γを増加させると、島状マルテンサイトも増加して母材靭性が低下することも問題となる。
【０００８】
こうしたことから、大入熱溶接される厚鋼板においても、良好な母材靭性を確保しつつ均一伸びを向上させる技術として、特許文献５では、Ｃ：０．０１０〜０．０６％の５９０ＭＰａ級高張力厚鋼板において、０．５体積％以上の残留オーステナイトを存在させるとともに、島状マルテンサイト分率を２０体積％以下とし、［Ｍｎ］＋１．５×［Ｃｒ］＋２×［Ｍｏ］で表されるＫＰ値（％）を特定範囲とすることが提案されている。
【特許文献１】特開昭６３−４０１７号公報（特許請求の範囲）
【特許文献２】特開平９−８７７９８号公報（特許請求の範囲）
【特許文献３】特開平９−１０４９４７号公報（特許請求の範囲）
【特許文献４】特開２００４−１３１８３３号公報（特許請求の範囲）
【特許文献５】特開２００３−１６０８３５号公報（特許請求の範囲、表３）
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００９】
しかし、上記特許文献５は、その実施例表３の通り、引張強度６１８ＭＰａで均一伸びが１３．１％程度と、引張強度の割りには延性が低く、強度−延性バランス（引張強度×均一伸び）も低いレベルでしかない。
【００１０】
こうしたことから、５９０ＭＰａ級以上の高強度厚鋼板においては、良好な母材靭性や大入熱溶接性を確保しつつ、均一伸びを向上させ、強度−延性バランスに優れた厚鋼板が望まれているのが実状である。
【００１１】
本発明は、この様な事情に鑑みてなされたものであって、その目的は、良好な母材靭性や大入熱溶接性を確保しつつ、均一伸びを向上させ、強度−延性バランスに優れた５９０〜７８０ＭＰａ級の高強度厚鋼板およびその製造方法を提供することである。
【課題を解決するための手段】
【００１２】
この目的を達成するために、本発明の強度−延性バランスおよび溶接性に優れた厚鋼板の要旨は、質量％で、Ｃ：０．０１〜０．１０％、Ｓｉ：０．０５〜２．０％、Ｍｎ：１．５〜７．０％、Ａｌ：０．１％以下（０％を含まない）、Ｔｉ：０．００２〜０．１％、Ｎ：０．００１〜０．０１％、を各々含有し、残部が実質的に鉄および不可避不純物である厚鋼板であって、厚鋼板組織における残留γの分率が１．０〜３０％であり、かつ、この残留γの分率が下記ＫＴＰ値を満たすものである。
ここでＫＴＰ値＝−３．１４×１０3 ＋１６３×〔γR 分率〕＋５．０９×１０5 ×（１／Ｍｓ〔γR 〕）≧０で表される。
但し、Ｍｓ〔γR 〕は、残留γのＭｓ点（マルテンサイト変態開始温度）で、
Ｍｓ〔γR 〕＝５５０−３６１〔％Ｃ（γR ）〕−３９〔％Ｍｎ〕−２０〔％Ｃｒ〕−１７〔％Ｎｉ〕−１０〔％Ｃｕ〕−５〔％Ｍｏ〕で表される。
但し、％Ｃ（γR ）は残留γ中のＣ量である。
【００１３】
なお、上記Ｍｓ〔γR 〕の式において、本発明においては、選択的な添加元素であるＣｒ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｍｏの量が含まれ、考慮されている。これは、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｍｏを選択的に実質量含む（添加する）場合だけではなく、計測可能な不純物量レベルとして含む場合も、厳密にはＭｓ〔γR 〕の値に影響するため、重要なＭｓ〔γR 〕の計算において考慮すべきとの認識からきている。
【００１４】
また、この目的を達成するために、本発明の強度−延性バランスおよび溶接性に優れた厚鋼板の製造方法の要旨は、請求項１〜６に記載のいずれかの成分組成からなる鋼素材を、加熱して熱間圧延後に強制冷却を行ない、その後、（Ｔhold−Ａｅ1 ）／（Ａｅ３−Ａｅ1 ）×１００が５〜５０の範囲となる加熱温度Ｔholdに加熱して保持する熱処理を行なうことである。
【発明の効果】
【００１５】
本発明では、高強度な５９０〜７８０ＭＰａ級の厚鋼板において、均一伸びを向上させるために、残留γ量を増加させる乃至確保する点は、前記従来技術と共通する。
【００１６】
しかし、本発明では、更に、残留γ中のＣ量を多くして（Ｃ濃度を高くして）、残留γの安定性を確保する。これによって、残留γの分率（量）と残留γの安定性とをバランスさせることができ、均一伸びを向上させ、優れた強度−延性バランスを確保できる。また、島状マルテンサイトの増加をも抑制し、靱性を確保することができる。
【００１７】
したがって、本発明における上記ＫＴＰ値は、残留γの安定性の指標、あるいは、オーステナイトの変態誘起塑性（「ＴＲＩＰ」）効果の指標、更には、強度−延性バランスの指標と言えるものである。
【００１８】
前記した特許文献５の強度−延性バランス（引張強度×均一伸び）が低いのは、残留γの分率（量）は確保しているものの、残留γ中のＣ量が少ないために、残留γが不安定となっているためと推考される。
【００１９】
本発明の５９０〜７８０ＭＰａ級の高強度厚鋼板は、このように、良好な母材靭性や大入熱溶接性を確保しつつ、均一伸びを向上させ、強度−延性バランスに優れ、良好な耐震性が得られる。この結果、船舶、海洋構造物、橋梁、建築構造物などの大型構造物等に用いられて最適である。
【発明を実施するための最良の形態】
【００２０】
先ず、本発明の５９０〜７８０ＭＰａ級の高強度厚鋼板は、主相となる組織はベイナイトとする。ベイナイト組織は、良好な母材靭性や大入熱溶接性を確保しつつ、均一伸び向上、良好な強度−延性バランス、良好な耐震性などを、前提として、保障する。このため、厚鋼板は、残留γを含むベイナイト主体の組織であることが好ましい。
【００２１】
しかし、製造上のコストや限界などから、このベイナイトの他、上記特性を阻害しない範囲で、ポリゴナルフェライトやマルテンサイトあるいはセメンタイトの生成乃至混在は許容する。ただ、これらの組織は、強度−延性バランスを低下させるため、できるだけ少ない方が好ましい。特に、圧延後の冷却過程で生成乃至混在しやすい、ポリゴナルフェライトは、強度−延性バランスや、耐溶接割れ性や大入熱ＨＡＺ靭性の改善の点から、厚鋼板組織の分率を１５％以下とすることが好ましい。
【００２２】
これらポリゴナルフェライト、ベイナイトなどの変態組織の分率（体積分率）については、各鋼板の板厚１／４部位について、表面研磨後、３％ナイタール腐食液で腐食した後、光学顕微鏡によって組織を観察し（倍率：１０００倍）、５０μ角の領域をｎ＝１０で撮影し、ポイントカウンティング法などの画像解析によって測定する。
【００２３】
（残留γ）
次ぎに本発明における厚鋼板組織中の残留γ規定について、以下に説明する。本発明厚鋼板組織における残留γの分率は、優れた強度−延性バランスを得る前提として、体積分率で１．０〜３０％とする。残留γの分率が１．０％未満では、残留γの「ＴＲＩＰ」効果が発揮されない。その結果、前提として、５９０〜７８０ＭＰａ級の高強度厚鋼板において、引張強度×均一伸びが１４０００以上の、優れた強度−延性バランスが得られない。一方、残留γの分率が３０％を超えた場合、島状マルテンサイトが増加しやすくなり、靱性が低下する。
【００２４】
（ＫＴＰ値）
本発明では、更に、前記した通り、残留γ中のＣ量を多くして（Ｃ濃度を高くして）、残留γの安定性を確保する。これによって、残留γの分率（量）と残留γの安定性とをバランスさせることができ、均一伸びを向上させることができる。この結果、５９０〜７８０ＭＰａ級の高強度厚鋼板において、引張強度×均一伸びが１４０００以上の、優れた強度−延性バランスを確保できる。
【００２５】
残留γのＭｓ点（マルテンサイト変態開始温度）は、残留γの安定性を示し、残留γ中のＣ量レベルが高いほど、また、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕなどの各量が多いほど、下記Ｍｓ〔γR 〕式の通り、残留γのＭｓ点であるＭｓ〔γR 〕は低下して、残留γが安定化する。
【００２６】
そして、下記ＫＴＰ値式の通り、このＭｓ〔γR 〕が低いほど、また、γR 分率が高いほど、このＭｓ〔γR 〕の逆数とγR 分率との和となるＫＴＰ値は０よりも大きくなる。したがって、下記ＫＴＰ値は、残留γの安定性の指標、あるいは、オーステナイトの変態誘起塑性（「ＴＲＩＰ」）効果の指標、更には、強度−延性バランスの指標と言える。残留γの分率（量）と残留γの安定性とをバランスさせることができる。
【００２７】
一方、上記ＫＴＰ値が０未満では、残留γ中のＣ量レベルが低下し、残留γのＭｓ点であるＭｓ〔γR 〕が上昇して、残留γが不安定化する。このため、強度−延性バランスが低下する。
ＫＴＰ値＝−３．１４×１０3 ＋１６３×〔γR 分率〕＋５．０９×１０5 ×（１／Ｍｓ〔γR 〕）≧０
但し、Ｍｓ〔γR 〕は、残留γのＭｓ点（マルテンサイト変態開始温度）で、
Ｍｓ〔γR 〕＝５５０−３６１〔％Ｃ（γR ）〕−３９〔％Ｍｎ〕−２０〔％Ｃｒ〕−１７〔％Ｎｉ〕−１０〔％Ｃｕ〕−５〔％Ｍｏ〕で表される。
但し、％Ｃ（γR ）は残留γ中のＣ量である。
【００２８】
このＫＴＰ値の式自体は、残留γ（γR ）の量と、残留γの安定性が、「ＴＲＩＰ」減少に及ぼす影響を定量的に評価するため、残留γの量と、残留γの安定性（残留γのＭｓ点で代替え）を変化させた種々のサンプルを作り込み、これらサンプル得られたＴＳ（引張強度）×ＥＬ（均一伸び）と、上記各パラメータから重回帰式を作成し、ＴＳ×ＥＬ＝１４０００となる条件（強度−延性バランスの臨界条件）が０になるように規格化した式である。
【００２９】
（残留γの計測）
上記残留γの分率は、鋼板の板厚１／４部位について、鋼板組織のＸ線回折測定から計測できる。即ち、例えば、Ｘ線回折測定装置（理学電気製RAD-RU300)を用い、ターゲットをＣｏ、ターゲット出力を40kV-200mAとして、鋼板組織のＸ線回折ピークを求め、リーベルト法により理論強度比を計算によって求めて、残留γ量（Ｖγ量）を測定する。
【００３０】
更に、上記残留γ中のＣ量（Ｃ濃度）である、％Ｃ（γR ）は、鋼板試料に標準物質としてＳｉを塗布して、上記Ｘ線回折測定し、Ｓｉ、残留γ（γR ）のＸ線回折ピーク位置を決定する。このピーク位置を用いて、残留γの格子定数ａ0 を測定する。使用ピークは（１１１）、（２００）、（２２０）、（３１１）とする。
【００３１】
そして、この格子定数ａ0 から、「D.J.Dyson et al.,Journal of The Iron and Steel Institute, （1970）p469〜474 」に記載の次式計算式により、残留γ中のＣ量（Ｃ濃度）を求める。次式計算式は、残留γ中のＣ量に対して、鋼板中に含まれる他の炭化物形成元素をマイナス因子として計算するものである。
％Ｃ（γR ）＝（ａ0 −３．５７８−０．０００９５×％Ｍｎ＋０．０００２×％Ｎｉ−０．０００６×％Ｃｒ−０．０２２×％Ｎ−０．００５６×％Ａｌ−０．０００４×％Ｃｏ−０．００１５×％Ｃｕ−０．００３１×％Ｍｏ−０．００５１×％Ｎｂ−０．００３９×％Ｔｉ−０．００１８×％Ｖ−０．００１８×％Ｗ）／０．０３３
【００３２】
（厚鋼板の組成）
本発明厚鋼板の組成（単位：質量％）について、各元素の限定理由を含めて、以下に説明する。本発明厚鋼板の上記組織を制御して、良好な母材靭性や大入熱溶接性を確保しつつ、均一伸びを向上させ、強度−延性バランスに優れ、良好な耐震性を得る前提として、本発明厚鋼板の組成は、下記に示す範囲内とし、規定の方法で製造することが有効である。
【００３３】
即ち、質量％で、Ｃ：０．０１〜０．１０％、Ｓｉ：０．０５〜２．０％、Ｍｎ：１．５〜７．０％、Ａｌ：０．１％以下（０％を含まない）、Ｔｉ：０．００２〜０．１％、Ｎ：０．００１〜０．０１％、を各々含有し、残部が実質的に鉄および不可避不純物である厚鋼板とする。
【００３４】
以下、各元素量を規定した理由について詳述する。
Ｃ：０．０１〜０．１０％。
Ｃ（炭素）は「ＴＲＩＰ」効果を発揮させ、残留γ中のＣ量を多くして（Ｃ濃度を高くして）、残留γの安定性を確保し、上記ＫＴＰ値を０以上として、５９０〜７８０ＭＰａ級の高強度厚鋼板において、引張強度×均一伸びが１４０００以上の優れた強度−延性バランスを確保するために重要な元素である。更に、Ｃは溶接時におけるＨＡＺ部の耐溶接割れ性や、大入熱ＨＡＺ靭性と、母材の強度確保にも有効である。
【００３５】
こうした効果を発揮させるためには、少なくとも０．０１％必要であり、Ｃ含有量が０．０１％未満では、「ＴＲＩＰ」効果が発揮されず、残留γ中のＣ量が少なくなり、残留γのＭｓ点であるＭｓ〔γR 〕が上昇して、残留γが不安定となり、上記ＫＴＰ値が０未満となる。このため、５９０〜７８０ＭＰａ級の高強度厚鋼板において、引張強度×均一伸びが１４０００以上の優れた強度−延性バランスを確保できなくなる。
【００３６】
一方、Ｃ量が０．１０％を超えて過剰になると、高冷却速度側で低温変態ベイナイトでなくマルテンサイトが生成するようになり、却って、耐溶接割れ性および大入熱ＨＡＺ靭性が改善されない。したがって、Ｃ含有量は０．０１〜０．１０％、好ましくは０．０２〜０．０８％の範囲とする。
【００３７】
Ｓｉ：０．０５〜２．０％。
Ｓｉは、セメンタイト形成の抑制効果があり、強度−延性バランスを向上させる。また、固溶強化し母材強度の確保に寄与する。これの効果は、０．０５％以上、好ましくは０．２％以上の含有で発揮される。一方、２．０％を超えて過剰に含まれると、母材靭性とＨＡＺ靭性がともに低下する。このため、Ｓｉ含有量は０．０５〜２．０％、好ましくは０．２〜２．０％の範囲とする。
【００３８】
Ｍｎ：１．５〜７．０％。
Ｍｎは、鋼の焼入れ性を改善する作用を有するとともに、高冷却速度乃至低冷却速度で低温変態ベイナイトを生成しやすくする。Ｍｎ含有量が１．０％未満であると、所望の焼入れ性改善作用が発揮されず、残留γが不安定化し、母材強度も不足するため、強度−延性バランスが低下する。一方、７．０％を超えて過剰に含有させると、ＨＡＺ靭性が劣化する。したがって、Ｍｎ含有量の範囲は１．５〜７．０％の範囲、好ましくは２．０〜６．０％の範囲とする。
【００３９】
Ａｌ：０．１％以下（０％を含まない）。
Ａｌは、固溶している窒素をＡｌＮとして固定し、また固溶強化により、強度−延性バランスを高める。一方、Ａｌが０．１％を超えて過剰に含まれていると、固溶強化しすぎて靱性などの母材特性を低下させる。このため、Ａｌ含有量は窒素量によって定まり、窒素が無い場合には、特に含有する必要が無くなる。したがって、Ａｌ含有量は０．１％以下（０％を含まない）、好ましくは０．０５％以下（０％を含まない）とする。
【００４０】
Ｔｉ（total 量）：０．００２〜０．１％。
Ｔｉは、Ｔｉは窒素と窒化物、あるいは酸素と酸化物を形成して、大入熱溶接時におけるＨＡＺ部のγ粒を微細化し、ＨＡＺ靭性改善に寄与する点で有用である。この様な効果を有効に発揮させるには、Ｔｉ（total 量）で０．００２％以上含有させる。一方、Ｔｉ量が、Ｔｉ（total 量）で、０．１％を超えて過剰になると、Ｔｉ窒化物やＴｉ酸化物が過多あるいは粗大となって、却って、ＨＡＺ靭性と母材靭性がともに劣化する。したがって、全Ｔｉ含有量（total 量）は０．００２〜０．１％、好ましくは０．００５〜０．０５％の範囲とする。
【００４１】
Ｎ：０．００１〜０．０１％。
Ｎ（窒素）は、Ｔｉは窒素と窒化物、あるいは酸素と酸化物を形成して、大入熱溶接時におけるＨＡＺ部のγ粒を微細化し、ＨＡＺ靭性改善に寄与する点で有用である。この様な効果を有効に発揮させるには、０．００１％以上含有させる。一方、Ｎ量を０．０１％を超えて過剰に含有させると、母材靭性とＨＡＺ靭性をともに劣化させる。したがって、Ｎ含有量は０．００１〜０．０１％、好ましくは０．００３０〜０．００８０％の範囲とする。
【００４２】
以下に、選択的に含有させる元素について説明する。
Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｍｏのいずれか一種または二種以上。
Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｍｏは、ともに、前記ＫＴＰ値におけるＭｓ〔γR 〕の式でマイナス項となって、残留γを安定化させ、強度−延性バランスを高める。この効果を発揮させる場合には、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｍｏのいずれか一種または二種以上を、選択的に、合計で０．２％以上含有させる。
【００４３】
一方、これら元素の一種または二種以上を合計で５％を超えて、過剰に含有させると、残留γが安定になり過ぎ、却って「ＴＲＩＰ」効果が得られなくなる。したがって、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｍｏのいずれか一種または二種以上を選択的に含有させる場合は、合計で０．２〜５％、好ましくは合計で０．５〜３．０％の範囲とする。
【００４４】
Ｂ：０．０００５〜０．００５０％。
Ｂは、圧延後の冷却過程でのポリゴナルフェライトの形成を抑制し、母材強度を確保する。また、鋼組織を微細化して母材靱性を改善する効果がある。この効果は０．０００５％以上の含有で発揮される。一方、Ｂ含有量が０．００５０％を超ると、これらの効果が飽和する。よって、Ｂ含有量は０．０００５〜０．００５０％の範囲とする。
【００４５】
Ｎｂ、Ｖ、Ｚｒ、Ｗのいずれか一種または二種以上。
Ｎｂ、Ｖ、Ｚｒ、Ｗは、炭化物（ＭＣ）を形成し、母材強度を高める効果がある。この効果を発揮させる場合には、Ｎｂ、Ｖ、Ｚｒ、Ｗのいずれか一種または二種以上を、選択的に、合計で０．０１％以上含有させる。
【００４６】
一方、これら元素の一種または二種以上を合計で０．５％を超えて、過剰に含有させると、却って、ＭＣが多くなりすぎ、鋼中のフリー炭素が減少して、残留γの安定性を低下させる。したがって、Ｎｂ、Ｖ、Ｚｒ、Ｗのいずれか一種または二種以上を選択的に含有させる場合は、合計で０．０１〜０．５％の範囲とする。
【００４７】
ＲＥＭ：０．００１〜０．１％。
ＲＥＭは、ＭｎＳ等の硫化物などの介在物を微細化させてＨＡＺ靭性を改善する。この効果を発揮させる場合には、選択的に０．００１％以上含有させる。しかし、ＲＥＭは、０．１％を超えても効果が飽和する。したがって、ＲＥＭを選択的に含有させる場合は、０．００１〜０．１％の範囲とする。
【００４８】
次ぎに、不可避的不純物について、以下に説明する。上記以外の元素は不純物であり、厚鋼板特性を阻害しない範囲での含有を許容する。例えば、Ｐ（りん）やＳ（硫黄）も不可避不純物として存在する元素であり、溶接性や母材靭性を低下させる等の悪影響を及ぼす。よってＰは０．０２０％以下、Ｓは０．０１０％以下に抑えるのがよい。
【００４９】
（製造方法）
本発明厚鋼板は、熱間圧延を含めて、工程自体は常法にて製造することができる。即ち、転炉等の通常の溶製法で溶製し、ついで連続鋳造法等の通常の鋳造法で所定寸法の鋼素材（スラブ）とする。鋼素材（スラブ）は、通常の厚鋼板の製造方法通り、加熱後、熱間圧延を行ない、圧延方向に沿う集合組織の発達を阻止して、熱間圧延終了時において再結晶させた組織とする。熱間圧延終了後の鋼板は水焼き入れを施す。その後、鋼板の焼戻しを行ない製品厚鋼板とする。
【００５０】
圧延条件は特には限定しないが、好ましくは１０００〜１２００℃に加熱後、仕上げ圧延温度を７００〜９００℃として圧延する。このような低温圧延によって、後述する２相域での熱処理後の組織を微細化でき、母材靱性などの特性を向上できる。
【００５１】
また、圧延後の水焼き入れなどの強制冷却における冷却速度は１．０〜２０℃／ｓで冷却することが好ましい。このように冷却速度を高め、ベイナイトの分率を高めることで、後述する２相域での熱処理後の組織を微細化でき、母材靱性などの特性を向上できる。
【００５２】
前記組織の条件を満足するためには、特に、上記熱処理（焼戻し、テンパー）の際の温度条件に注意する。熱処理の温度は、Ａｅ１とＡｅ３の間の、α＋γ２相域に過熱する。具体的には、熱処理の温度（加熱温度：Ｔhold：℃）が、（Ｔhold−Ａｅ1 ）／（Ａｅ３−Ａｅ1 ）×１００（％）が５〜５０％の範囲となるように加熱して保持する。この温度に保持することで、微細なオーステナイトを作り込み、その後、室温まで冷却した際に、残留γを体積分率で１．０〜３０％形成させたベイナイト組織とすることができる。なお、保持時間は、これらの効果が得られるに十分な時間とするが、３分以上保持することが好ましい。
【００５３】
加熱温度：Ｔholdが、（Ｔhold−Ａｅ1 ）／（Ａｅ３−Ａｅ1 ）×１００で５％未満となって、Ａｅ１未満のα＋θ域となった場合、室温まで冷却した際に、体積分率で１．０％以上の、十分な量の残留γが確保できない。
【００５４】
一方、熱処理の温度が、（Ｔhold−Ａｅ1 ）／（Ａｅ３−Ａｅ1 ）×１００で５０％を超えて、Ａｅ３を超えてγ域となった場合、室温まで冷却した際に、残留γが体積分率で３０％を超え、残留γ中への炭素の濃化が十分にできないので、残留γの安定性が低下し、却って残留γの十分な量の確保ができなくなる。
【００５５】
以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明はもとより、下記実施例によって制限を受けるものではなく、前記、後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも勿論可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。
【実施例】
【００５６】
表１（発明例Ａ〜Ｐおよび比較例Ｑ〜Ｗ）に示す化学成分組成の鋼を真空溶解して１５０ｋｇ鋳塊を作成した。この鋳塊を、表２に示す圧延条件にて多パス圧延および強制冷却して、板厚３０ｍｍの鋼板を得た。この鋼板を表２および表３に示す２相域熱処理条件にて熱処理（加熱時間は共通して約１時間）し、供試材とした。なお、表１には、各鋼板のＡｅ１とＡｅ３とを、熱力学ソフトであるサーモカルクで計算した値を記載している。
【００５７】
また、表２の２相域熱処理の加熱条件には、表３に記載の、この２相域熱処理における加熱温度（Ｔhold：℃）の条件式、（Ｔhold−Ａｅ1 ）／（Ａｅ３−Ａｅ1 ）×１００（％）の値を、加熱温度の誤差に基づく誤差範囲（±％）とともに記載している。
【００５８】
この様にして得た鋼板から試料を採取し、表３に示すように、厚鋼板組織における、ポリゴナルフェライトの体積分率（α分率：％）、残留γの分率（γR 分率：％）、残留γ中のＣ量〔Ｃ（γR ）：％〕、残留γのＭｓ点（Ｍｓ〔γR 〕：℃）、ＫＴＰ値を各々、前記した測定方法や計算方法で求めた。また、残部の組織がベイナイト主体であるかどうかも確認した。
【００５９】
そして、同じ試料の、母材引張特性、溶接性を測定した。これらの結果を表３に示す。
【００６０】
（母材引張特性）
上記試料からＪＩＳ４Ａ号試験片を採取して、ＪＩＳＺ２２４１に準じた引張試験を行い鋼板の引張強度（ＴＳ：ＭＰａ）、および均一伸び（ＥＬ：荷重が最大値から５％低下した時の歪み量ｕＥ(5%down)を求めた。更に、ＴＳ×ＥＬの強度−延性バランスも求めた。ここで、強度−延性バランス（ＭＰａ％）は、１４０００以上であるものが優れると評価した。
【００６１】
（母材靭性）
板厚ｔ／４の深さ部分からシャルピー試験片を切り出し、ＪＩＳＺ２２４２に準じたシャルピー衝撃試験を行い、０℃での靱性（ｖＥ0 ：Ｊ）を測定した。そしてｖＥ0 が１１０Ｊ以上の場合を母材靭性に優れていると評価した。
【００６２】
（溶接継手靭性）
上記試料から切り出した試験片（サイズ１２．５ｍｍ×３２ｍｍ×５５ｍｍ）を１４００℃および１２００℃に加熱し、該温度で５秒間保持した後、８００℃から５００℃までを７３０秒間で冷却する熱サイクル（５ｋＪ／ｍｍの入熱でＳＡＷ溶接したときのＨＡＺの熱履歴に相当）を施した。これら各試験片からシャルピー試験片を採取して、ＪＩＳＺ２２４２に準じたシャルピー衝撃試験を行い、０℃での靱性（ｖＥ0 ：Ｊ）を測定した。そしてｖＥ0 が１００Ｊ以上の場合を溶接継手靭性に優れていると評価した。
【００６３】
表１〜３より明らかな通り、発明例１〜１７は、本発明組成を満足する表１の発明例Ａ〜Ｐの鋼を用いるとともに、表２における１と２の好ましい２相域熱処理の製造条件範囲で製造されている。このため、厚鋼板組織における残留γの分率が１．０〜３０％の範囲であり、かつ、この残留γの分率が下記ＫＴＰ値を満たすものである。また、発明例１〜１７の鋼板組織は、表３のγＲ分率（残留γの分率）と、α分率（ポリゴナルフェライトの分率）とを除く残部はベイナイトであり、ベイナイトを主体とする組織であった。
【００６４】
この結果、５９０ＭＰａ級以上の高強度厚鋼板において、１４０００ＭＰａ％以上の強度−延性バランスが得られている。また、母材靱性にも優れている。更に、熱サイクル特性も１００Ｊ以上の靱性が得られ、溶接継手靭性など、溶接性にも優れている。
【００６５】
これらの結果は、高強度な５９０〜７８０ＭＰａ級の厚鋼板として、建築構造物や鋼構造物に用いられた場合、良好な耐震性が得られることを示している。
【００６６】
これに対して、比較例１８〜２４は、いずれかの元素の成分組成が発明範囲より外れる表１の比較例Ｑ〜Ｗの鋼を用いている。このため、圧延、２相域熱処理などの製造条件も好ましい範囲で製造されているにもかかわらず、残留γの分率など組織規定が外れるか、あるいは入っていても、１４０００ＭＰａ％以上の強度−延性バランスか、母材靱性か、熱サイクル特性かの、いずれか、あるいは全ての特性が発明例に比して劣る。
【００６７】
また、比較例２５は、本発明組成を満足する表１の発明例Ａの鋼を用いているのもかかわらず、圧延、２相域熱処理などの製造条件が好ましい範囲外で製造されており、残留γの分率など組織規定が外れ、１４０００ＭＰａ％以上の強度−延性バランスか、熱サイクル特性か、いずれか、あるいは両方の特性が発明例に比して劣る。
【００６８】
この結果、これら比較例は、耐震性が要求される建築構造物や鋼構造物用の５９０〜７８０ＭＰａ級厚鋼板としては使用できない。
【００６９】
比較例１８は、鋼ＱのＣ量が高過ぎ上限を外れる。このため、残留γの分率などの組織は発明範囲内であるものの、熱サイクル特性が低く溶接性が劣る。
【００７０】
比較例１９は、鋼ＲのＳｉ量が高過ぎ上限を外れる。このため、残留γの分率などの組織は発明範囲内であるものの、熱サイクル特性が低く溶接性が劣る。
【００７１】
比較例２０は、鋼ＳのＳｉ量が低過ぎ下限を外れる。このため、残留γが少なく、残留γの分率がＫＴＰ値を満たさず、強度−延性バランスが劣る。
【００７２】
比較例２１は、鋼ＴのＭｎ量が低過ぎ下限を外れる。このため、残留γの分率がＫＴＰ値を満たさず、強度−延性バランスが劣る。
【００７３】
比較例２２は、鋼ＵのＭｎ量が高過ぎ上限を外れる。このため、残留γの分率などの組織は発明範囲内であるものの、熱サイクル特性が低く溶接性が劣る。
【００７４】
比較例２３は、鋼ＶのＡｌ量が高過ぎ上限を外れる。このため、ポリゴナルフェライトの量（α分率）が多くなり、残留γの分率がＫＴＰ値を満たさず、強度−延性バランス、熱サイクル特性ともに劣る。
【００７５】
比較例２４は、鋼ＷのＴｉ量が高過ぎ上限を外れる。このため、Ｔｉの炭化物が生じて、残留γが形成されず、強度−延性バランス、熱サイクル特性ともに劣る。
【００７６】
比較例２５は、本発明組成を満足する表１の発明例Ａの鋼を用いているのもかかわらず、表２の３の好ましい範囲外の２相域熱処理で製造されている。このため、残留γの分率が少な過ないために、ＫＴＰ値を満たさず、強度−延性バランス、熱サイクル特性ともに劣る。
【００７７】
以上の結果から、本発明の成分組成と組織の規定の、高強度な５９０〜７８０ＭＰａ級の厚鋼板の場合に、強度−延性バランスと溶接性靭性改善の臨界的な意義が裏付けられる。
【００７８】
【表１】
【００７９】
【表２】
【００８０】
【表３】
【産業上の利用可能性】
【００８１】
以上説明したように、本発明によれば、良好な母材靭性や大入熱溶接性を確保しつつ、均一伸びを向上させ、強度−延性バランスに優れた５９０〜７８０ＭＰａ級の高強度厚鋼板およびその製造方法を提供できる。このため、本発明厚鋼板は、耐震性が要求される構造物、建築構造物用に適用できる。
【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．０１〜０．１０％、Ｓｉ：０．０５〜２．０％、Ｍｎ：１．５〜７．０％、Ａｌ：０．１％以下（０％を含まない）、Ｔｉ：０．００２〜０．１％、Ｎ：０．００１〜０．０１％、を各々含有し、残部が実質的に鉄および不可避不純物である厚鋼板であって、厚鋼板組織における残留γの分率が１．０〜３０％であり、かつ、この残留γの分率が下記ＫＴＰ値を満たすものであることを特徴とする強度−延性バランスおよび溶接性に優れた厚鋼板。
ここでＫＴＰ値＝−３．１４×１０3 ＋１６３×〔γR 分率〕＋５．０９×１０5 ×（１／Ｍｓ〔γR 〕）≧０で表される。
但し、Ｍｓ〔γR 〕は、残留γのＭｓ点（マルテンサイト変態開始温度）で、
Ｍｓ〔γR 〕＝５５０−３６１〔％Ｃ（γR ）〕−３９〔％Ｍｎ〕−２０〔％Ｃｒ〕−１７〔％Ｎｉ〕−１０〔％Ｃｕ〕−５〔％Ｍｏ〕で表される。
但し、％Ｃ（γR ）は残留γ中のＣ量である。
【請求項２】
前記厚鋼板が、更に、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｍｏのいずれか一種または二種以上を、合計で０．２〜５％含有する請求項１に記載の強度−延性バランスおよび溶接性に優れた厚鋼板。
【請求項３】
前記厚鋼板が、更に、Ｂ：０．０００５〜０．００５０％を含有する請求項１また２に記載の強度−延性バランスおよび溶接性に優れた厚鋼板。
【請求項４】
前記厚鋼板が、更に、Ｎｂ、Ｖ、Ｚｒ、Ｗのいずれか一種または二種以上を、合計で０．０１〜０．５％含有する請求項１乃至３のいずれか１項に記載の強度−延性バランスおよび溶接性に優れた厚鋼板。
【請求項５】
前記厚鋼板が、更に、ＲＥＭを０．００１〜０．１％含有する請求項１乃至４のいずれか１項に記載の強度−延性バランスおよび溶接性に優れた厚鋼板。
【請求項６】
前記厚鋼板組織のポリゴナルフェライトの分率が１５が％以下である請求項１乃至５のいずれか１項に記載の強度−延性バランスおよび溶接性に優れた厚鋼板。
【請求項７】
請求項１〜６に記載のいずれかの成分組成からなる鋼素材を、加熱して熱間圧延後に強制冷却を行ない、その後、（Ｔhold−Ａｅ1 ）／（Ａｅ３−Ａｅ1 ）×１００が５〜５０の範囲となる加熱温度Ｔholdに加熱して保持する熱処理を行なうことを特徴とする強度−延性バランスおよび溶接性に優れた厚鋼板の製造方法。
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．０１〜０．１０％、Ｓｉ：０．０５〜２．０％、Ｍｎ：１．５〜７．０％、Ａｌ：０．１％以下（０％を含まない）、Ｔｉ：０．００２〜０．１％、Ｎ：０．００１〜０．０１％、を各々含有し、残部が実質的に鉄および不可避不純物である厚鋼板であって、厚鋼板組織における残留γの分率が１．０〜３０％であり、かつ、この残留γの分率が下記ＫＴＰ値を満たすものであることを特徴とする強度−延性バランスおよび溶接性に優れた厚鋼板。
ここでＫＴＰ値＝−３．１４×１０3 ＋１６３×〔γR 分率〕＋５．０９×１０5 ×（１／Ｍｓ〔γR 〕）≧０で表される。
但し、Ｍｓ〔γR 〕は、残留γのＭｓ点（マルテンサイト変態開始温度）で、
Ｍｓ〔γR 〕＝５５０−３６１〔％Ｃ（γR ）〕−３９〔％Ｍｎ〕−２０〔％Ｃｒ〕−１７〔％Ｎｉ〕−１０〔％Ｃｕ〕−５〔％Ｍｏ〕で表される。
但し、％Ｃ（γR ）は残留γ中のＣ量である。
【請求項２】
前記厚鋼板が、更に、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｍｏのいずれか一種または二種以上を、合計で０．２〜５％含有する請求項１に記載の強度−延性バランスおよび溶接性に優れた厚鋼板。
【請求項３】
前記厚鋼板が、更に、Ｂ：０．０００５〜０．００５０％を含有する請求項１また２に記載の強度−延性バランスおよび溶接性に優れた厚鋼板。
【請求項４】
前記厚鋼板が、更に、Ｎｂ、Ｖ、Ｚｒ、Ｗのいずれか一種または二種以上を、合計で０．０１〜０．５％含有する請求項１乃至３のいずれか１項に記載の強度−延性バランスおよび溶接性に優れた厚鋼板。
【請求項５】
前記厚鋼板が、更に、ＲＥＭを０．００１〜０．１％含有する請求項１乃至４のいずれか１項に記載の強度−延性バランスおよび溶接性に優れた厚鋼板。
【請求項６】
前記厚鋼板組織のポリゴナルフェライトの分率が１５が％以下である請求項１乃至５のいずれか１項に記載の強度−延性バランスおよび溶接性に優れた厚鋼板。
【請求項７】
請求項１〜６に記載のいずれかの成分組成からなる鋼素材を、加熱して熱間圧延後に強制冷却を行ない、その後、（Ｔhold−Ａｅ1 ）／（Ａｅ３−Ａｅ1 ）×１００が５〜５０の範囲となる加熱温度Ｔholdに加熱して保持する熱処理を行なうことを特徴とする強度−延性バランスおよび溶接性に優れた厚鋼板の製造方法。
【公開番号】特開２００６−１３１９５８（Ｐ２００６−１３１９５８Ａ）
【公開日】平成１８年５月２５日（２００６．５．２５）
【国際特許分類】
【出願番号】特願２００４−３２２４１８（Ｐ２００４−３２２４１８）
【出願日】平成１６年１１月５日（２００４．１１．５）
【出願人】（０００００１１９９）株式会社神戸製鋼所 (5,860)
【Ｆターム（参考）】
【公開日】平成１８年５月２５日（２００６．５．２５）
【国際特許分類】
【出願日】平成１６年１１月５日（２００４．１１．５）
【出願人】（０００００１１９９）株式会社神戸製鋼所 (5,860)
【Ｆターム（参考）】
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