JP2008280602A

JP2008280602A - 高生産性型高強度・高靭性鋼板とその製造方法

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Publication number: JP2008280602A
Application number: JP2007128477A
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: 2007-05-14
Filing date: 2007-05-14
Publication date: 2008-11-20

Abstract

【課題】高い生産性にて優れた強度と靭性を兼ね備えることが可能な橋梁向け５７０Ｎ／ｍｍ^２級の高強度高靭性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：０．００２〜０．０１５％、Ｃｕ＋Ｎｉ：０．１０％以下、Ａｌ：０．００１〜０．０５０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、Ｎｂ：０．００５〜０．１００％、Ｎ：０．００２５〜０．００６０％、Ｂ：０．０００５〜０．００２０％、を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、母材におけるアスペクト比２以上の旧オーステナイト粒からなるベイナイト組織分率が８０％以上を満たすミクロ組織を有することを特徴とする。
【選択図】なし

Description

本発明は強度・靭性に優れた高生産性橋梁向け高強度高靭性厚鋼板とその製造方法に関するものである。

従来、橋梁用鋼として用いられている高強度高靭性鋼板の製造方法として、ＴＭＣＰ法（制御圧延制御冷却法）が多く採用されており、例えば、極低炭素系にＮｂおよびＢを適量添加した成分組成の鋼を、１０５０℃〜１２５０℃の範囲に再加熱し、下記（１）式で定義されるオーステナイト再結晶温度域で累積圧下率３０〜８０％の１次圧延と、７００〜９５０℃のオーステナイト未再結晶温度域で下記（２）式で定義される累積圧下率の２次圧延を行い、変態前のオーステナイト状態を制御して冷却速度に依存せずベイナイト単相組織とすることを特徴とする材質ばらつきが少なく、優れた低温靭性を併せ持ち、橋梁等に好適な非調質高張力厚鋼板の製造方法が提案されている（例えば、特許文献１参照）。
１０４０−０．０５（Ｒ_Ｘ１−３０）^２＜Ｔ＜１１６０−０．０５（Ｒ_Ｘ１−３０）^２・・・（１）式、ここで、Ｒ_Ｘ１：１次圧延の累積圧下率（％）、Ｔ：温度（℃）、
（８０−Ｒ_Ｘ１）／（１２０−Ｒ_Ｘ１）＜Ｒ_Ｘ２／１００＜（９２−Ｒ_Ｘ１）／（１００−Ｒ_Ｘ１）・・・（２）式、ここで、Ｒ_Ｘ２：２次圧延の累積圧下率（％）
しかし、この方法で製造された高張力厚鋼板は材質ばらつきが少ないものの、条切り実施時に残留応力に起因したキャンバーが発生してしまうため問題がある。

また、質量％で、Ｃ：０．０５〜０．２０％、Ｓｉ：０．１０〜０．６０％、Ｍｎ：０．９０〜２．０％、Ｐ：０．０２５％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０１５％以下（０％を含まない）、Ａｌ：０．００１〜０．１％、Ｎ：０．００２〜０．０１％を満たし、残部鉄および不可避不純物からなる鋼材を用いて、１０００℃以上１２５０℃以下に加熱後、圧延を開始し、８５０℃以上で圧延を終了した後、１０℃／ｓ以上の冷却速度で３００℃以下まで冷却し、その後、（Ａｃ_１＋５０℃）以上Ａｃ_３以下の温度域でＴｅｍｐｅｒしてから室温まで空冷することによって、鋼板の金属組織を、全組織に対する占積率で、フェライト：７０〜９０％、マルテンサイトまたはマルテンサイトとオーステナイトの混合相：１〜１５％、残部：ベイナイトとした、建築、橋梁等の各種構造物に最適な引張強度が４９０Ｎ／ｍｍ^２以上で、降伏比が７０％以下と低い高靭性鋼材を、合金元素を多量に用いることなく、効率よく製造する方法が提案されている（例えば、特許文献２参照）。

しかし、この方法で製造する場合、Ｔｅｍｐｅｒ実施による工期拡大が生じることから、生産性の観点で問題となる。

高強度橋梁用鋼の製造方法としてＤＱ＋Ｔｅｍｐｅｒ法が採用されることが多い。

橋梁用鋼板には、高い強度のほかに条切特性（条切性）の確保も要求される。条切性とは、厚鋼板を任意の細長い条に切断する際の切断性を意味し、切断後変形せずに形状を維持できるものほど条切性は良い。ＴＭＣＰ法の圧延工程であるＤＱとは、熱間圧延後水冷設備により鋼板を急速冷却させる技術であり、少ない合金添加によって高強度が得られるため、溶接特性に優れた高強度鋼板の製造に向いている。一方、冷却による熱収縮や冷却によって生じる相変態の際の膨張・収縮が、鋼板を急速冷却させるために残留応力として鋼板内部に残りやすい。鋼材内部に残留応力が残っている場合、条切後の残留応力の解放により、鋼材の変形が予想されるため、条切前に残留応力を解放しておく必要がある。その手法として、６００℃程度でのＴｅｍｐｅｒ処理が実施され、強度と条切性の確保を達成している。しかしながら、前記にも述べたようにＴｅｍｐｅｒなどの熱処理は、必然的に鋼材の製造工期が拡大されることになるため、生産性の観点で好ましくない。

特開２００６−２０６９５８号公報特開２００７−２３３２８号公報

そこで、本発明は高い生産性にて優れた強度と靭性を兼ね備えることが可能な橋梁向け５７０Ｎ／ｍｍ^２級の高強度高靭性鋼板とその製造法を提供することである。

本発明者は上記課題を解決すべく鋭意研究し、鋼成分として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、かつミクロ組織を制御することによって、優れた強度と靭性を兼ね備えた橋梁向け高強度高靭性厚鋼板とすることができ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：０．００２〜０．０１５％、
Ｃｕ＋Ｎｉ：０．１０％以下、
Ａｌ：０．００１〜０．０５０％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、
Ｎｂ：０．００５〜０．１００％、
Ｎ：０．００２５〜０．００６０％、
Ｂ：０．０００５〜０．００２０％、
を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、母材におけるアスペクト比２以上の旧オーステナイト粒からなるベイナイト組織分率が８０％以上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、
Ｖ：０．１０％以下、
Ｃｒ：０．５０％以下、
Ｍｏ：０．２０％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、少なくとも未再結晶温度域において累積圧下率で３０％以上の熱間圧延をし、７２０℃以上で熱間圧延を完了させた後、７００℃以上の温度から５℃／ｓ以上の冷却速度で３００℃以上５００℃以下まで冷却し、その後少なくとも２００℃以下まで放冷したのち、当該鋼板における弾性歪の３倍以上の歪を鋼板表面に付与する冷間矯正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。

（４）上記（３）で得られた鋼板を再加熱し、５００〜６５０℃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。

本発明によれば高い強度及び靭性を有し、さらに優れた条切特性を備えた高水準の鋼板が得られ、強度と条切性の確保のためのＴｅｍｐｅｒなどの熱処理を行う必要がなく、産業上極めて有用なものである。

本発明は、高い生産性にて優れた強度と靭性を兼ね備えることが可能な橋梁向け５７０Ｎ／ｍｍ^２級の高強度高靭性鋼板とするために、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、低コストでかつ高強度・高靱性を確保しながら、冷間矯正技術を組み合わせることで、熱処理を施すことなく優れた条切性を確保しようとする技術である。

高強度の確保と優れた靱性を両立させるためには、ベイナイト組織を主体とす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。

ＴＭＣＰ技術を適用する際、特に変態点直上付近の低温で圧延する場合にはオーステナイト粒径の細粒化が進み靭性確保には有効であるが、鋼材の焼入れ性確保の観点では不利となり、高強度の確保はより困難となることが考えられる。したがって、低温圧延を採用する場合、合金添加によって（ａ）焼入れ性の向上、および（ｂ）合金添加そのものによる強度アップを図ることが必要となる。

（ａ）および（ｂ）について、いずれも靭性確保の観点からは好ましくないため、特に（ｂ）の観点からできる限り合金添加量を減らしながら、強度確保することが重要であるといえる。（ａ）と（ｂ）を同時に満足させる効果を示す元素としてＭｎが挙げられる。Ｍｎは、オーステナイト活性化元素の一つとしてあげられ、焼入れ性を向上させる効果を持つ元素である。同様な効果を示す元素として、Ｃｕ、Ｎｉが挙げられるが、これらの元素はＭｎに比べてＣとの親和力が低いためＣの拡散を抑制する効果が低い。そのため、Ｍｎに比べて焼入れ性を高める効果が低くなり、同様の効果を発揮させるためにはより多くの添加が必要となり、できる限り合金添加量を減らしながら焼入れ性を上げる観点からは不利であるといえる。本発明者らの研究により、１．６〜３．０％のＭｎ添加が、３００〜５００℃での冷却停止温度でも高強度・高靭性を両立させるために有効であることを見出した。

また、（ａ）の観点から、Ｂの添加は低温圧延により細粒となったオーステナイトの焼入れ性低下を防ぐ効果を示すため有効である。Ｂを添加しない場合、合金元素の拡散の観点から局所的に焼入れ性の高い領域が発生し、強度のバラツキを引き起こす原因となりかねない。しかしながら、本発明者らの研究により、０．０００５〜０．００２０％のＢ添加により、細粒となったオーステナイト粒でも高強度を得るために必要な焼入れ性を確保できることを見出した。その結果、局所的な焼入れ性の差に起因した強度のバラツキを低減することが可能となる。

以下に本発明の限定理由について説明する。まず、本発明鋼板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り、焼入れ性確保の観点から、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：０．００２〜０．０１５％
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による組織の微細化効果を得るためには、Ｓは０．００２％以上の添加が必要である。そのため、Ｓは０．００２〜０．０１５％に限定した。

Ｃｕ＋Ｎｉ：０．１０％以下
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。さらに、前記のように、焼入れ性確保の観点からＣｕ、Ｎｉを添加せずＭｎを添加するほうが高強度・高靭性確保に対して有効である。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％以下に限定した。

Ａｌ：０．００１〜０．０５０％
Ａｌは、Ｓｉと同様に脱酸上必要な元素であるが、０．００１％未満では脱酸が充分に行われず、０．０５０％を超える過度の添加はＨＡＺ靱性を劣化させる。このため、Ａｌは０．００１〜０．０５０％に限定した。

Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％
Ｔｉは、Ｎと結合して鋼中にＴｉＮを形成させるために、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、脆化要因となるＴｉＣの生成が促進され、靱性を低下させるおそれがある。このため、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、細粒オーステナイトの焼入性向上効果ために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。

以上が本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。これらの成分の下限は特に限定するものではないが、Ｍｏ０．０５％、Ｖ０．０１％、Ｃｒ０．０５％以上とすることが好ましい。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、０．００１％以上添加することが好ましい。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、０．００１％以上添加することが好ましい。

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。

次に組織に関する規定について述べる。

母材におけるアスペクト比２以上の旧オーステナイト粒からなるベイナイト組織分率が８０％以上とする理由について、圧延によって形成される旧オーステナイト粒のアスペクト比が２未満の場合、形成されるベイナイト組織のパケットやブロックといった内部構造が十分に微細とならないため、５７０Ｎ／ｍｍ^２級の高強度と高靭性を両立することができない。また、ベイナイト組織分率が８０％未満である場合には所定の強度を確保することができない。したがって、アスペクト比２以上の旧オーステナイト粒からなるベイナイト組織分率を８０％以上に限定した。

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。

次に、未再結晶温度域において累積圧下率で３０％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。未再結晶域の中でも特に８００℃以下での圧延は、細粒化による高強度・高靭性の確保のために非常に有効であり、このような効果は８００℃以下での累積圧下率が３０％以上で顕著になる。このため、未再結晶温度域において累積圧下率で３０％以上に限定した。特に、圧延温度を８００℃以下とすることで効果がより顕著に現れるため望ましい。

また、鋼片は７２０℃以上で熱間圧延を完了させた後、７００℃以上の温度から５℃／ｓ以上の冷却速度で３００℃以上５００℃以下まで冷却し、その後少なくとも２００℃以下まで放冷する必要がある。７２０℃以上で熱間圧延を完了させる理由として、７２０℃以下で圧延を実施した場合、相変態により生成したフェライトに歪を与えることになり、靭性が低下してしまうからである。また、７００℃以上から冷却する理由として、７００℃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、３００℃以上５００℃以下まで冷却することで変態は充分に完了しており、かつその後少なくとも２００℃以下まで放冷することで、焼きもどしなどの熱処理を省略しても十分な機械的特性を確保することが可能となるためである。上記の理由により、鋼片は７２０℃以上で熱間圧延を完了させた後、７００℃以上の温度から５℃／ｓ以上の冷却速度で３００℃以上５００℃以下まで冷却し、その後少なくとも２００℃以下まで放冷することに限定した。

さらに、得られた鋼板に弾性歪の３倍以上の歪を鋼板表面に付与する冷間矯正を施す必要がある。圧延・冷却後の鋼板に冷間矯正を施すことによって、残留応力を解放し、優れた条切性を確保することが可能となるが、弾性歪の３倍未満の塑性歪では残留応力の解放が十分ではなく、優れた条切性を確保できない。これらの理由により、得られた鋼板に弾性歪の３倍以上の歪を鋼板表面に付与する冷間矯正を施すことに限定した。

上記により、所定の特性の鋼板、例えば、板厚２０〜７０ｍｍの５７０Ｎ／ｍｍ^２級の高強度高靭性鋼板が得られるが、さらに厳しい靱性値および条切性が特に要求され、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５００〜６５０℃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、５００℃未満の焼戻し処理では、靱性改善効果および条切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、５００〜６５０℃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、−５℃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。また、旧オーステナイトアスペクト比およびベイナイト分率は、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。また、条切性は鋼板長さ辺りのキャンバー発生量（ｍｍ／ｍ）で評価し、１ｍｍ／ｍを超えるものについては条切性が悪いとした。冷間矯正度は、（付与歪）／（弾性歪）で得られる値とする。

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１〜２２ａ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、条切りを実施しても形状が良好であることがわかる。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）、累積圧下率（鋼１６−ｂ）、圧延終了温度（鋼３−ｂ、鋼７−ｂ、鋼１２−ｂ、鋼１５−ｂ、鋼１９−ｂ）、冷却開始温度（鋼１−ｂ、鋼４−ｂ、鋼９−ｂ、鋼１３−ｂ、鋼１７−ｂ）、冷却速度（鋼２２−ｂ）、冷却停止温度（鋼２−ｂ、鋼５−ｂ、鋼１１−ｂ、鋼１４−ｂ、鋼１８−ｂ）焼戻し温度（鋼２１−ｂ）、冷間矯正度（鋼８−ｂ）の条件が発明のものと異なっているため、強度あるいは靱性が劣っている。また、鋼２０−ｂは表３に示すアスペクト比が２以下であるため、靭性が劣っている。

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３３）、Ａｌ量（鋼２９）、Ｔｉ量（鋼３０）、Ｎｂ量（鋼３１）、Ｎ量（鋼３２、鋼４０）、Ｍｏ量（鋼３４）、Ｖ量（鋼３５）、Ｃｒ量（鋼３６）、Ｃａ量（鋼３７）、Ｍｇ量（鋼３８）の条件が発明のものと異なっているため、強度あるいは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：０．００２〜０．０１５％、
Ｃｕ＋Ｎｉ：０．１０％以下、
Ａｌ：０．００１〜０．０５０％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、
Ｎｂ：０．００５〜０．１００％、
Ｎ：０．００２５〜０．００６０％、
Ｂ：０．０００５〜０．００２０％
を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、母材におけるアスペクト比２以上の旧オーステナイト粒からなるベイナイト組織分率が８０％以上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、
Ｖ：０．１０％以下、
Ｃｒ：０．５０％以下、
Ｍｏ：０．２０％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ことを特徴とする請求項１に記載の５７０Ｎ／ｍｍ^２級の高強度高靭性鋼板。
請求項１または請求項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、少なくとも未再結晶温度域において累積圧下率で３０％以上の熱間圧延をし、７２０℃以上で熱間圧延を完了させた後、７００℃以上の温度から５℃／ｓ以上の冷却速度で３００℃以上５００℃以下まで冷却し、その後少なくとも２００℃以下まで放冷したのち、当該鋼板における弾性歪の３倍以上の歪を鋼板表面に付与する冷間矯正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。
請求項３で得られた鋼板を再加熱し、５００〜６５０℃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。