JP2007277681A

JP2007277681A - 優れた溶接熱影響部靭性を有する高強度鋼板の製造方法

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Publication number: JP2007277681A
Application number: JP2006108496A
Authority: JP
Inventors: Kazuhiro Fukunaga; 和洋福永; Ryuji Uemori; 龍治植森; Yoshiyuki Watabe; 義之渡部; Rikio Chijiiwa; 力雄千々岩
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2006-04-11
Filing date: 2006-04-11
Publication date: 2007-10-25
Anticipated expiration: 2026-04-11
Also published as: JP4673784B2

Abstract

【課題】複雑な製造法を用いずに低コストにて製造できる、大入熱ＨＡＺの特性が優れた海洋構造物向け高強度厚鋼板とその製造法を提供すること。
【解決手段】質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１２％、Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、Ｍｎ：１．６０〜３．００％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００１〜０．０１５％、Ｃｕ＋Ｎｉ：０．１０％未満、Ａｌ：０．００５％未満、Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、Ｎｂ：０．００５〜０．１００％、Ｎ：０．００２５〜０．００６０％、Ｂ：０．０００５〜０．００２０％、Ｏ：０．００１０〜０．００４０％、を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、溶接熱影響部における粒界フェライト分率が５％以下かつアシキュラーフェライトサイズが円相当径で１０μｍ以下を満たす５７０Ｎ／ｍｍ^２級の高強度高靭性鋼板。
【選択図】なし

Description

本発明は溶接性に優れるとともに、ＨＡＺ特性に優れた海洋構造物向け高強度厚鋼板とその製造法に関するものである。また、本発明は建築、橋梁、造船、建機といった分野にも広く適用できる。

従来、海洋構造物用鋼として用いられている高強度鋼において、溶接性に優れた鋼の製造方法として、熱間圧延後の冷却速度を制御することで溶接性の指標であるＰｃｍを低減させることができる技術が知られている。またＨＡＺにおける靱性に優れた鋼の製造方法として、例えば、Ｔｉ窒化物（以後ＴｉＮ）をマトリックスに分散させることで、再熱時の粒成長をピン止め効果によって抑制しＨＡＺ靱性を確保する技術（例えば、特許文献１及び２参照）や、鋼材にＴｉを添加することでＴｉ酸化物（以後ＴｉＯ）を核として粒内フェライト（ＩｎｔｒａｇｒａｎｕｌａｒＦｅｒｒｉｔｅ；ＩＧＦ）の生成を促進させる技術（例えば、特許文献３参照）が知られている。

近年では、溶接作業性の向上のため、短工期で溶接可能な大入熱溶接対応鋼材が求められている。ＴｉＮを活用した鋼（以後ＴｉＮ鋼）では、大入熱溶接によりＴｉＮが溶解し、ピン止め効果がなくなることで結晶粒粗大化が生じ、靱性の劣化を引き起こす。また、ＴｉＯを利用した鋼（以後ＴｉＯ鋼）は、大入熱溶接時に、結晶粒成長が起こりの粗大化が進行するために靱性が劣化する。以上のことから、これらの鋼には適応入熱限界があり、大入熱溶接ではその効果を発揮できないという問題がある。

一方、マトリックス中に分散させたＴｉ−Ｍｇ酸化物は、ピン止め効果により再熱時の粒成長を抑制するだけでなく、ＩＧＦの生成促進効果によりフェライトを微細化させ、ＨＡＺ靱性を確保するという技術（例えば、特許文献４参照）が知られている。Ｔｉ−Ｍｇ酸化物は高温でも安定に存在し、大入熱溶接時にもピン止め効果を維持することができるため、大入熱溶接でも優れたＨＡＺ靱性を有することができる。しかしながら、上記の鋼は、製造時に非常に複雑なプロセスを要し、かつ高価であることが問題となっている。

特公昭５５−２６１６４号公報特開２００１−１６４３３３号公報特開平５−２４７５３１号公報特開平１１−２７９６８４号公報

本発明は上記問題を解決しようとするもので、複雑な製造法を用いずに低コストにて製造できる、大入熱ＨＡＺの特性が優れた海洋構造物向け高強度厚鋼板とその製造法を提供することを課題とするものである。

本発明は、前記した課題を解決するために、比較的合金コストの低いＭｎの多量添加とＢの添加を組み合わせることによって、低コストでかつ強度靱性を確保しながら、ＴｉＯの粒内フェライト生成促進効果による細粒化効果あるいは、Ｂによる粒界からの変態を抑制する効果を複合的に使うことで、優れたＨＡＺ靱性を確保できること、および、ＴｉＯ鋼をベースとして、ＴｉＯ鋼における粒内変態の促進効果と粒界変態の抑制効果を組み合わせることで、更に大きな強靱化効果が得られることを見出して本発明を完成した。
本発明の要旨は、以下の通りである。

（１）質量％で、
Ｃ：０．０３〜０．１２％、
Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、
Ｍｎ：１．６０〜３．００％、
Ｐ：０．０１５％以下、
Ｓ：０．００１〜０．０１５％、
Ｃｕ＋Ｎｉ：０．１０％未満、
Ａｌ：０．００５％未満、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、
Ｎｂ：０．００５〜０．１００％、
Ｎ：０．００２５〜０．００６０％、
Ｂ：０．０００５〜０．００２０％、
Ｏ：０．００１０〜０．００４０％、
を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、ＨＡＺにおける粒界フェライト分率が５％以下かつアシキュラーフェライトサイズが円相当径で１０μｍ以下を満たすことを特徴とする５７０Ｎ／ｍｍ^２級の高強度高靭性鋼板。

（２）質量％で、さらに、
Ｍｏ：０．２０％以下、
Ｖ：０．１０％以下、
Ｃｒ：０．５０％以下、
Ｃａ：０．００３５％以下、
Ｍｇ：０．００５０％以下、
の一種または二種以上を加えたことを特徴とする上記（１）に記載の５７０Ｎ／ｍｍ^２級の高強度高靭性鋼板。

（３）上記（１）あるいは（２）に記載の化学成分の鋼片を１０５０℃以上１２００℃以下の温度に加熱後、未再結晶温度域において累積圧下率で４０％以上の熱間圧延をし、８５０℃以上で熱間圧延を完了させた後、８００℃以上の温度から５℃／ｓ以上の冷却速度で４００℃以下まで冷却することを特徴とする５７０Ｎ／ｍｍ^２級の高強度高靭性鋼板の製造方法。

（４）上記（３）で得られた鋼板を再加熱し、４５０〜６５０℃で焼戻し処理を施すことを特徴とする５７０Ｎ／ｍｍ^２級の高強度高靭性鋼板の製造方法。

本発明によれば大入熱溶接によるＨＡＺ組織の粗大化を抑制し、極めてＨＡＺ靱性の安定な高水準の鋼材が得られるため、産業上極めて有用なものである。

本発明は、前記した課題を解決するために、比較的合金コストの低いＭｎの多量添加とＢの添加を組み合わせることによって、低コストでかつ強度靱性を確保しながら、ＴｉＯ（Ｔｉ酸化物）の粒内フェライト生成促進効果による細粒化効果あるいは、Ｂによる粒界からの変態を抑制する効果を複合的に使うことで、優れたＨＡＺ靱性を確保しようとする技術である。また、本技術はＴｉＯ鋼をベースとしたものであり、ＴｉＯ鋼における粒内変態の促進効果と粒界変態の抑制効果を組み合わせることで、更に大きな強靱化効果が得られるものである。

靱性を改善するためには、粒界フェライト、ＩＧＦ、フェライトサイドプレート（ＦＳＰ）、ベイナイトなどから成るミクロ組織の制御が重要であり、かつ結晶粒径を細かくすることが有効であると知られている。

ＴｉＮ鋼適用の際、溶接入熱が増加した場合、ピン止め粒子としてはたらいていたＴｉＮが溶解してしまうことから優れたＨＡＺ靱性は確保できなくなる。一方、ＴｉＯ鋼適用の場合では、入熱量の増加に伴い粒界フェライトの増加・成長、ＩＧＦの成長などが生じ、細粒化効果が薄められる。これを回避するためには、（ａ）粒界からの変態を抑制し、粒界変態生成物をなくす、（ｂ）粒内変態核生成サイトを増やすことで細粒化を図る、ことを同時に達成することが有効である。

（ａ）について、粒界エネルギーを低下させることが有効であり、その効果を示す元素としてＢが挙げられる。Ｂは微量添加で焼入性を著しく向上させる元素としてよく知られているが、この効果は粒界エネルギーを下げることで粒界からの変態を起こりにくくなるメカニズムと同じであり、粒界フェライトの生成を抑制することから靱性向上には有効である。今回、本願発明者らの研究により、５７０Ｎ／ｍｍ^２級の鋼へのＢ添加が、母材の材質を確保しながら優れたＨＡＺ靱性を得るために有効であることを見出した。

（ｂ）について、粒内変態核としてＴｉＯ−ＭｎＳ複合析出物が知られている。鋼にＭｎを添加すると、強度が上昇し、靱性を改善する。さらに、ＭｎはＳと結合しＩＧＦ変態核となることも知られている。今回、本願発明者らの研究により、Ｍｎ添加量を増加した場合、強度・靱性の向上に加えて、ＴｉＯ−ＭｎＳ量の増加によるＩＧＦの増加、微細化が起こることを見出した。また、Ｍｎ添加量が増えるほど、ＭｎＳなどの析出によってＭｎが欠乏する領域と母相領域との境界におけるフェライト変態温度差が大きくなり、変態の駆動力が増加する効果も発現されるという知見も得た。なお、ＴｉＯ−ＢＮも粒内変態核として有効であることが知られており、Ｂ添加による粒内変態核の増加も期待される。

以下に本発明の限定理由について説明する。まず、本発明鋼材の組成限定理由について説明する。以下の組成についての％は、質量％を意味する。

Ｃ：０．０３〜０．１２％
Ｃは強度を確保するために必要な元素であり、０．０３％以上の添加が必要であるが、多量の添加はＨＡＺの靱性低下を招くおそれがあるために、その上限値を０．１２％とする。

Ｓｉ：０．０５〜０．５０％
Ｓｉは脱酸剤として、また固溶強化により鋼の強度を増加させるのに有効な元素であるが、０．０５％未満の含有量ではそれらの効果が少なく、０．５０％を超えて含有すると、ＨＡＺ靱性を劣化させる。このため、Ｓｉは０．０５〜０．５０％に限定した。

Ｍｎ：１．６０〜３．００％
Ｍｎは、鋼の強度を増加するため高強度化には有効な元素である。またＭｎはＳと結合してＭｎＳを形成するが、これがＩＧＦの生成核となり溶接熱影響部の有効結晶粒径微細化を促進することで、ＨＡＺ靱性の劣化を抑制する。そのため、高い強度を維持しながら溶接熱影響部の靱性を確保するためには１．６０％以上の含有量が必要である。ただし、３．００％を超えるＭｎを添加すると靱性が劣化する。このため、Ｍｎは１．６０〜３．００％に限定した。

Ｐ：０．０１５％以下
Ｐは、粒界に偏析して鋼の靱性を劣化させるので、できるだけ低減することが望ましいが、０．０１５％まで許容できるため、０．０１５％以下に限定した。

Ｓ：０．００１〜０．０１５％
Ｓは、主にＭｎＳを形成して鋼中に存在し、圧延冷却後の組織を微細にする作用を有するが、０．０１５％以上の含有は、板厚方向の靱性・延性を低下させる。このため、Ｓは０．０１５％以下であることが必須である。また、ＭｎＳをＩＧＦの生成核として用い細粒化効果を得るためには、Ｓは０．００１％以上の添加が必要である。そのため、Ｓは０．００１〜０．０１５％に限定した。

Ｃｕ＋Ｎｉ：０．１０％未満
Ｃｕは従来強度を確保するために有効な元素であるが、Ｃｕによる熱間加工性の低下を補償するためにＣｕ添加量とほぼ同量のＮｉを添加することが必須となる。ところが、Ｎｉは、非常にコストの高い元素であるため、Ｎｉを多量に添加することは本発明鋼の目的である低コスト化を達成できない要因となりうる。このため、ＣｕおよびＮｉはできる限り添加しないことが好ましい。しかし、スクラップを用いてスラブを製造する場合、それぞれ０．０５％未満程度は不可避的に混入してしまうおそれがあるため、Ｃｕ＋Ｎｉを０．１０％未満に限定した。

Ａｌ：０．００５％未満
Ａｌは、ＴｉＯを生成させるためには少ない方が好ましいので、実質的にはＡｌは含有しないようにする必要がある。しかしながら、工業生産的に制約があり、０．００５％程度が許容できる範囲であることから、Ａｌは０．００５％以下に限定した。

Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％
Ｔｉは、Ｏと結合してＩＧＦの生成促進を達成できるだけではなく、Ｎと結合して鋼中にＴｉＮを形成させることができるため、０．００５％以上の添加が望まれる。ただし、０．０３０％を超えてＴｉを添加すると、母材靱性を劣化させるおそれがあるため、Ｔｉは０．００５〜０．０３０％に限定した。

Ｎｂ：０．００５〜０．１００％
Ｎｂは、オーステナイトの未再結晶域を拡大して、フェライトの細粒化を促進する効果があるとともに、Ｎｂ炭化物を生成し強度の確保を図ることができる元素であるため、０．００５％以上が必要である。しかしながら、０．１００％を超えるＮｂを添加すると、Ｎｂ炭化物によるＨＡＺ脆化が生じやすくなるため、Ｎｂは０．００５〜０．１００％に限定した。

Ｎ：０．００２５〜０．００６０％
Ｎは、Ｔｉと結合して鋼中にＴｉＮを形成させるために、０．００２５％以上の添加が必要である。ただし、Ｎは固溶強化元素としても非常に大きな効果があるため、多量に添加するとＨＡＺ靱性を劣化するおそれが考えられる。そのため、ＨＡＺ靱性に大きな影響を与えずＴｉＮの効果を最大限に得られるように、Ｎの上限を０．００６０％とした。

Ｂ：０．０００５〜０．００２０％
Ｂは、焼入性の向上効果およびＩＧＦの細粒化を発現させるために０．０００５％以上の添加が必要であるが、０．００２０％以上添加すると過剰の粗大なＢＮが生成し、靱性劣化を引き起こす。そのため、Ｂは０．０００５〜０．００２０％に限定した。

Ｏ：０．００１０〜０．００４０％
Ｏは、ＴｉＯを形成させるために少なくとも０．００１０％以上は必要であるが、０．００４０％以上の添加では粗大なＴｉＯを生成し、靱性を劣化するおそれが考えられる。そのため、Ｏは０．０００１０〜０．００４０％に限定した。

以上が本願発明における必須の元素であり、これらの効果を損なわない範囲で以下の元素を添加することも有効である。

Ｍｏ：０．２０％以下、Ｖ：０．１０％以下、Ｃｒ：０．５０％以下、Ｃａ：０．００３５％以下、Ｍｇ：０．００５０％以下の一種または二種以上を添加
Ｍｏ、Ｖ、Ｃｒは、いずれも焼入れ性向上に有効な元素であり、必要に応じ一種または二種以上を選択して含有できる。なかでもＶは、ＶＮでの組織微細化効果を最適化することができ、ＶＮによる析出強化を促進させる効果を有する。また、Ｍｏ、Ｖ、Ｃｒの含有によりＡ_ｒ３点が低下することから、フェライト粒の微細化効果がさらに大きくなることが期待される。また、Ｃａ添加により、ＭｎＳの形態を制御し、低温靱性をさらに向上させるため、厳しいＨＡＺ特性を要求される場合は選択して添加できる。さらに、Ｍｇは、ＨＡＺにおけるオーステナイトの粒成長を抑制し細粒化させる作用があり、その結果ＨＡＺ靱性が向上することから、特にＨＡＺ靱性が厳しい場合には選択して添加できる。

一方、０．２０％を超えるＭｏおよび０．５０％を超えるＣｒを添加した場合、溶接性や靱性を損ないかつコストも上昇することが考えられ、０．１０％を超えるＶを添加した場合、溶接性や靱性を損なうため、これらを上限とした。また、０．００３５％を超えるＣａの添加では、鋼の清浄度を損ない、靱性の劣化や水素誘起割れ感受性を高めてしまうので、０．００３５％を上限とした。Ｍｇは０．００５０％を超える添加では、オーステナイト細粒化効果代が小さくコスト上得策ではないため、０．００５０％を上限とした。

次にＨＡＺ組織に関する規定について述べる。

ＨＡＺ組織における粒界フェライト分率が５％以下とする理由については、５％を超える粒界フェライトが生成した場合、粒界フェライト部が鋼材の弱部となり、著しくＨＡＺ靱性が低下するためである。したがって、粒界フェライト分率は５％以下に限定した。

ＴｉＯ鋼はＩＧＦが生成することによりＨＡＺの靱性が改善されるものであるが、このＩＧＦは通常の等軸フェライトと異なり、ある方向に針状に伸びた形をしている。このような形態をしたフェライトのことをアシキュラーフェライトと呼ぶ。ＩＧＦは粒内に生成したアシキュラーフェライトである。

アシキュラーフェライトサイズが円相当径で１０μｍ以下とする理由については、アシキュラーフェライトが１０μｍを超えた場合、結晶の粗大化に起因した靱性の劣化が見られるためである。したがって、アシキュラーフェライトのサイズは１０μｍ以下に限定した。

次に、本発明鋼材の製造条件限定の理由について説明する。

加熱温度については、１０５０℃以上１２００℃以下の温度であることが必要である。この理由は、１０５０℃未満の加熱では、凝固中に生成した靱性に悪影響を及ぼす粗大な介在物が溶けずに残る可能性があるためである。また、高温加熱すると冷却速度を制御して造り込んだ析出物を再溶解させてしまう可能性があるからである。上述を踏まえると、相変態を完了させる意味での加熱温度としては１２００℃以下で十分であり、そのときに生じると考えられる結晶粒の粗大化も、あらかじめ防ぐことができるからである。以上より、加熱温度を１０５０℃以上１２００℃以下に限定した。

未再結晶温度域において累積圧下率で４０％以上の熱間圧延を行う必要がある。その理由として、未再結晶温度域における圧下量の増加は、圧延中のオーステナイト粒の微細化に寄与し、結果としてフェライト粒を微細化し機械的性質を向上させる効果があるからである。このような効果は、未再結晶域での累積圧下率が４０％以上で顕著になる。このため、未再結晶域での累積圧下量を４０％以上に限定した。

また、鋼片は８００℃以上で熱間圧延を完了させた後、７６０℃以上の温度から５℃／ｓ以上の冷却速度で４００℃以下まで冷却する必要がある。７６０℃以上から冷却する理由として、７６０℃未満より冷却を開始すると焼入れ性の観点から不利となり、所要の強度が得られない可能性があるからである。また、冷却速度が５℃／ｓ未満では、均一なミクロ組織を有した鋼を得ることが期待できないため、結果的に加速冷却の効果が小さい。また、一般に４００℃以下まで冷却すれば、変態は充分に完了している。さらに、本発明鋼においては、５℃／ｓ以上の冷却速度にて４００℃以下まで冷却を続けた場合でも、得られた鋼板には十分な靱性を確保できるため、特に焼戻し処理を施さずに鋼材として使用できる。上記の理由により、鋼片は８００℃以上で熱間圧延を完了させた後、７６０℃以上の温度から５℃／ｓ以上の冷却速度で４００℃以下まで冷却することに限定した。

靱性値が特に要求され、熱間圧延、加速冷却後に焼戻し処理を施す場合は、焼戻し処理温度は４５０〜６５０℃であることが必要である。焼戻し処理を行う場合、焼戻し処理温度が高温になるほど結晶粒成長の駆動力が大きくなるが、６５０℃を超えるとそれが顕著になる。また、４５０℃未満の焼戻し処理では、靱性改善効果が十分に得られないことが考えられる。これらの理由により、熱間圧延後に焼戻し処理をする場合は、４５０〜６５０℃の焼戻し処理条件にて行うことに限定した。

次に、本発明の実施例について述べる。

表１の化学成分を有する鋳片を表２に示す条件にて熱間圧延を行い鋼板とした後、機械的性質を評価するために試験を行った。引張試験片は各鋼板の板厚の１／４部位からＪＩＳ４号試験片を採取し、ＹＳ（０．２％耐力）、ＴＳ、Ｅｌを評価した。母材靱性は各鋼板の板厚１／４部位よりＪＩＳ２ｍｍＶノッチ試験片を採取し、−４０℃でシャルピー衝撃試験を行い得られる衝撃吸収エネルギー値にて評価した。ＨＡＺ靱性は、溶接入熱７ｋＪ／ｍｍおよび１５ｋＪ／ｍｍ相当の再現熱サイクル試験を実施した鋼材を、−４０℃でのシャルピー衝撃試験により得られる衝撃吸収エネルギー値によって評価した。また、粒界フェライト分率およびアシキュラーフェライトサイズは、ナイタール腐食液にてエッチングした鋼材の組織を、光学顕微鏡あるいはＳＥＭを用いて任意の倍率で観察することによって評価した。

表３は、各鋼における機械的性質をまとめたものを示す。鋼１〜２２−ａは本発明の例である鋼板について示したものである。表１および表２から明らかなようにこれらの鋼板は化学成分と製造条件の各要件を満足しており、表３に示すように、母材特性は優れ、１５ｋＪ／ｍｍの大入熱溶接においても−４０℃でのＨＡＺのシャルピー衝撃エネルギー値は１００Ｊ以上と高靱性を有していることがわかる。また、規定範囲内であれば、Ｍｏ、Ｖ、Ｃｒ、Ｃａ、Ｍｇを添加しても、焼戻し処理を施しても良好な靱性が得られることがわかる。

一方、鋼１〜２２ｂは表１および表２から明らかなように化学成分は満足しているものの、製造条件にて本発明から逸脱したものである。これらの鋼は、それぞれ再加熱温度（鋼６−ｂ、鋼１０−ｂ、鋼１２−ｂ、鋼１４−ｂ、鋼１７−ｂ）、累積圧下率（鋼５−ｂ、鋼９−ｂ）、圧延終了温度（鋼３−ｂ、鋼１８−ｂ）、冷却開始温度（鋼１−ｂ、鋼４−ｂ、鋼８−ｂ、鋼１１−ｂ、鋼１３−ｂ、鋼１６−ｂ、鋼１９−ｂ、鋼２２−ｂ）、冷却速度（鋼１５−ｂ、鋼２２−ｂ）、焼戻し温度（鋼２−ｂ、鋼７−ｂ、鋼２０−ｂ）の条件が発明のものと異なっているため、母材強度あるいは母材靱性が劣っている。

さらに、鋼２３〜４０は表１から明らかなように、化学成分について本発明から逸脱した比較例を示したものである。これらの鋼は、それぞれＣ量（鋼２３）、Ｓｉ量（鋼２４）、Ｍｎ量（鋼２５、３９）、Ｐ量（鋼２６）、Ｓ量（鋼２７）、Ｂ量（鋼２８、鋼３２）、Ａｌ量（鋼２９）、Ｔｉ量（鋼３０）、Ｎｂ量（鋼３１）、Ｏ量（鋼３３）、Ｍｏ量（鋼３４）、Ｖ量（鋼３５）、Ｃｒ量（鋼３６）、Ｃａ量（鋼３７）、Ｍｇ量（鋼３８）、Ｎ量（鋼４０）の条件が発明のものと異なっているため、母材靱性およびＨＡＺ靱性が劣っているといえる。

Claims

質量％で、
Ｃ：０．０３〜０．１２％、
Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、
Ｍｎ：１．６０〜３．００％、
Ｐ：０．０１５％以下、
Ｓ：０．００１〜０．０１５％、
Ｃｕ＋Ｎｉ：０．１０％未満、
Ａｌ：０．００５％未満、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、
Ｎｂ：０．００５〜０．１００％、
Ｎ：０．００２５〜０．００６０％、
Ｂ：０．０００５〜０．００２０％、
Ｏ：０．００１０〜０．００４０％、
を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、溶接熱影響部（ＨｅａｔＡｆｆｅｃｔｅｄＺｏｎｅ；ＨＡＺ）における粒界フェライト分率が５％以下かつアシキュラーフェライトサイズが円相当径で１０μｍ以下を満たすことを特徴とする５７０Ｎ／ｍｍ^２級の高強度高靭性鋼板。
質量％で、
Ｍｏ：０．２０％以下、
Ｖ：０．１０％以下、
Ｃｒ：０．５０％以下、
Ｃａ：０．００３５％以下、
Ｍｇ：０．００５０％以下、
の一種または二種以上を更に加えた、請求項１に記載の５７０Ｎ／ｍｍ^２級の高強度高靭性鋼板。
請求項１あるいは請求項２に記載の化学成分の鋼片を１０５０℃以上１２００℃以下の温度に加熱後、未再結晶温度域において累積圧下率で４０％以上の熱間圧延をし、８００℃以上で熱間圧延を完了させた後、７６０℃以上の温度から５℃／ｓ以上の冷却速度で４００℃以下まで冷却することを特徴とする５７０Ｎ／ｍｍ^２級の高強度高靭性鋼板の製造方法。
請求項３で得られた鋼板を再加熱し、４５０〜６５０℃で焼戻し処理を施すことを特徴とする５７０Ｎ／ｍｍ^２級の高強度高靭性鋼板の製造方法。