JP2023045253A - 鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Abstract
【課題】薄肉材、厚肉材問わず、降伏比８５％以下の低降伏比を安定して確保でき、かつ高強度、高靭性および優れた溶接性を兼ね備えた鋼板およびその製造方法を提供すること。【解決手段】Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ａｌ、およびＮを含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、ベイナイトの面積分率が８０％以上、島状マルテンサイトの面積分率が１．０～２０％、かつ前記島状マルテンサイトの平均円相当径が０．１～５．０μｍであるミクロ組織を有する、鋼板。ただし、上記ミクロ組織は島状マルテンサイト以外のマルテンサイトを含まない。【選択図】なし
Description
本開示は、鋼板およびその製造方法に関する。
近年、建築構造物の高層化、大スパン化に伴い、使用される鋼材の厚肉化、高強度化が要望されている。鋼構造物の安全性の観点からは、高い許容応力を有するとともに、降伏比（引張強さに対する降伏強さの比）を低減することが要求されている。また溶接構造物でもある建築物の溶接部における安全性を確保するため、溶接熱影響部の硬さを低減するなど、高い溶接性も要求される。
降伏比を低減すると、降伏点以上の応力が付加されても破壊までに許容される応力が大きくなり、また、一様伸びが大きくなるため、塑性変形能に優れた鋼材となる。そのため、従来よりも降伏比を低減できれば、より変形能に優れた鋼材が得られる。
従来、低降伏比高張力厚鋼板の製造プロセスとしては、フェライト＋オーステナイト２相域への再加熱焼入れ後、焼き戻しを行う多段熱処理が一般的である。しかしながら、前記多段熱処理によって得られる厚鋼板のミクロ組織は、主相としてのフェライト相に硬質第２相としてのベイナイトまたはマルテンサイトが分散したものであるため、フェライト相の体積分率によっては、９８０ＭＰａ以上の引張強さを安定して達成することが困難である。さらには、焼き戻し工程によって降伏点が上昇してしまい、高強度鋼ほど低降伏比を安定的に得ることが困難である。
また、９８０ＭＰａ以上の引張強さを達成するために、合金元素を多量に添加する必要がある。しかしながら、合金元素を多量に添加すると、溶接熱影響部の硬さも上昇してしまう。すなわち、低降伏比、高強度および優れた溶接性を兼ね備える鋼板を製造することは困難である。
特許文献１には、熱間圧延後の鋼板を焼入れした後、再度フェライト＋オーステナイトの２相域まで加熱して焼戻しを行うことにより、高強度化と降伏比（ＹＲ）：８５％以下の低降伏比化を達成することが記載されている。
特許文献２には、圧延後、直ちに焼入れする直接焼入れ法により、焼入れ後のミクロ組織をベイナイト相あるいはマルテンサイト相とした後、再度フェライト＋オーステナイトの２相域まで加熱して焼ならしを行うことにより、高強度化と低降伏比化を達成することが記載されている。
特許文献３には、圧延後、一定時間経過し、フェライトを析出させた後、焼入れを行う直接焼入れ法により、フェライト相＋マルテンサイト相の２相組織とし、高強度化と低降伏比化を達成することが記載されている。
しかしながら、特許文献１に記載された技術では、降伏比の低減に有効な硬質相が焼き戻しで分解されてしまい、低降伏比と高い引張強さとを安定して得ることが難しい。特許文献２、３に記載された技術では鋼板の急速加熱が必要であり、熱処理操業の負荷が大きく、特に厚肉材の製造が難しい。
本開示は、かかる事情に鑑み、薄肉材、厚肉材問わず、降伏比８５％以下の低降伏比を安定して確保でき、かつ高強度、高靭性および優れた溶接性を兼ね備えた鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。
なお、本願において、「溶接性」に優れるとは、溶接熱影響部の硬さが低減されていること、具体的にはビード長１２５ｍｍにおける溶接条件下での溶接熱影響部の最高硬さが３５０以下であることを意味する。
本発明者らは、上記課題を達成するために、鋭意研究を行い、以下の知見を得た。
（１）従来プロセスでは、２相域加熱焼入れ後、終工程として靱性改善を目的とした焼き戻し処理が行われる。その結果、低降伏比を達成するために有効な島状マルテンサイト（ＭＡ）が分解してしまい、降伏強さ（ＹＰ）の上昇を抑制できる可動転位が減少し、低降伏比を達成することができない。
（２）従来の２相域再加熱後の焼入れまたは焼入れの途中停止、焼ならし工程に代えて、Ａｃ３点以上（Ａｃ３＋１００℃）未満の再加熱温度まで再加熱し、ベイナイト変態開始温度未満である加速冷却停止温度まで加速冷却し、次いで空冷してミクロ組織をベイナイト＋島状マルテンサイトとすることで、軟質相であるフェライトの生成も抑制し、合金成分の含有量が低くても、高強度、低降伏比と溶接熱影響部の硬さ低減とを達成することができる。
本開示は、上記知見を元に、さらに検討を加えて完成されたものである。本開示の要旨は次のとおりである。
［１］ 質量％で、
Ｃ ：０．０３～０．０８％、
Ｓｉ：０．０１～０．５０％、
Ｍｎ：０．４～５．０％、
Ｐ ：０．０１５％以下、
Ｓ ：０．００５０％以下、
Ａｌ：０．００５～０．１％、および
Ｎ ：０．００１５～０．００６５％を含有し、
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
ベイナイトの面積分率が８０％以上、
島状マルテンサイトの面積分率が１．０～２０％、かつ
前記島状マルテンサイトの平均円相当径が０．１～５．０μｍであるミクロ組織を有する、鋼板。
ただし、上記ミクロ組織は島状マルテンサイト以外のマルテンサイトを含まない。
Ｃ ：０．０３～０．０８％、
Ｓｉ：０．０１～０．５０％、
Ｍｎ：０．４～５．０％、
Ｐ ：０．０１５％以下、
Ｓ ：０．００５０％以下、
Ａｌ：０．００５～０．１％、および
Ｎ ：０．００１５～０．００６５％を含有し、
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
ベイナイトの面積分率が８０％以上、
島状マルテンサイトの面積分率が１．０～２０％、かつ
前記島状マルテンサイトの平均円相当径が０．１～５．０μｍであるミクロ組織を有する、鋼板。
ただし、上記ミクロ組織は島状マルテンサイト以外のマルテンサイトを含まない。
［２］ 前記成分組成が、質量％で、
Ｔｉ：０．０３％、
Ｃｕ：１．０％以下、
Ｎｉ：３．０％以下、
Ｃｒ：３．０％以下、
Ｍｏ：１．０％以下、
Ｂ ：０．００５％以下、
Ｎｂ：０．１％以下、および
Ｖ ：０．２％以下からなる群より選択される１または２以上をさらに含有する、［１］に記載の鋼板。
Ｔｉ：０．０３％、
Ｃｕ：１．０％以下、
Ｎｉ：３．０％以下、
Ｃｒ：３．０％以下、
Ｍｏ：１．０％以下、
Ｂ ：０．００５％以下、
Ｎｂ：０．１％以下、および
Ｖ ：０．２％以下からなる群より選択される１または２以上をさらに含有する、［１］に記載の鋼板。
［３］ 前記成分組成が、質量％で、
Ｃａ：０．００５％以下、
ＲＥＭ：０．０２％以下、および
Ｍｇ：０．００５％以下からなる群より選択される１または２以上をさらに含有する、［１］または［２］に記載の鋼板。
Ｃａ：０．００５％以下、
ＲＥＭ：０．０２％以下、および
Ｍｇ：０．００５％以下からなる群より選択される１または２以上をさらに含有する、［１］または［２］に記載の鋼板。
［４］ 引張強さが９８０ＭＰａ以上、降伏比が８５％以下であり、ビード長１２５ｍｍにおける溶接条件下での溶接熱影響部の最高硬さが３５０以下である、［１］～［３］のいずれか一に記載の鋼板。
［５］ 質量％で、
Ｃ ：０．０３～０．０８％、
Ｓｉ：０．０１～０．５０％、
Ｍｎ：０．４～５．０％、
Ｐ ：０．０１５％以下、
Ｓ ：０．００５０％以下、
Ａｌ：０．００５～０．１％、および
Ｎ ：０．００１５～０．００６５％を含有し、
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有する鋼素材を熱間圧延して熱延板とする熱間圧延工程と、
前記熱延板をＡｃ３点以上、（Ａｃ３点＋１００℃）未満の再加熱温度域まで再加熱し、前記再加熱温度域にて１０分以上保持する再加熱工程と、
前記再加熱工程後の熱延板を、板厚１／４位置における前記再加熱温度域からベイナイト変態開始温度までの平均冷却速度を１～２００℃／ｓとして、２００℃以上、前記ベイナイト変態開始温度未満の加速冷却停止温度まで加速冷却して鋼板を得る、冷却工程とを有する、鋼板の製造方法。
Ｃ ：０．０３～０．０８％、
Ｓｉ：０．０１～０．５０％、
Ｍｎ：０．４～５．０％、
Ｐ ：０．０１５％以下、
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Ａｌ：０．００５～０．１％、および
Ｎ ：０．００１５～０．００６５％を含有し、
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有する鋼素材を熱間圧延して熱延板とする熱間圧延工程と、
前記熱延板をＡｃ３点以上、（Ａｃ３点＋１００℃）未満の再加熱温度域まで再加熱し、前記再加熱温度域にて１０分以上保持する再加熱工程と、
前記再加熱工程後の熱延板を、板厚１／４位置における前記再加熱温度域からベイナイト変態開始温度までの平均冷却速度を１～２００℃／ｓとして、２００℃以上、前記ベイナイト変態開始温度未満の加速冷却停止温度まで加速冷却して鋼板を得る、冷却工程とを有する、鋼板の製造方法。
［６］ 前記成分組成が、質量％で、
Ｔｉ：０．００４～０．０３％、
Ｃｕ：１．０％以下、
Ｎｉ：３．０％以下、
Ｃｒ：３．０％以下、
Ｍｏ：１．０％以下、
Ｂ ：０．００５％以下、
Ｎｂ：０．１％以下、および
Ｖ ：０．２％以下からなる群より選択される１または２以上をさらに含有する、［５］に記載の鋼板の製造方法。
Ｔｉ：０．００４～０．０３％、
Ｃｕ：１．０％以下、
Ｎｉ：３．０％以下、
Ｃｒ：３．０％以下、
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Ｂ ：０．００５％以下、
Ｎｂ：０．１％以下、および
Ｖ ：０．２％以下からなる群より選択される１または２以上をさらに含有する、［５］に記載の鋼板の製造方法。
［７］ 前記成分組成が、質量％で、
Ｃａ：０．００５％以下、
ＲＥＭ：０．０２％以下、および
Ｍｇ：０．００５％以下からなる群より選択される１または２以上をさらに含有する、［５］または［６］に記載の鋼板の製造方法。
Ｃａ：０．００５％以下、
ＲＥＭ：０．０２％以下、および
Ｍｇ：０．００５％以下からなる群より選択される１または２以上をさらに含有する、［５］または［６］に記載の鋼板の製造方法。
本開示によれば、薄肉材、厚肉材問わず、降伏比８５％以下の低降伏比を安定して確保でき、かつ高強度、高靭性および優れた溶接性を兼ね備えた鋼板およびその製造方法を提供することができる。
以下、本開示の実施形態について説明する。なお、以下の説明は、本開示の好適な一実施態様を示すものであり、本開示は、以下の説明によって何ら限定されるものではない。
まず、鋼板の成分組成の適正範囲およびその限定理由について説明する。なお、以下の説明において、鋼板の成分元素の含有量を表す「％」は、特に明記しない限り「質量％」を意味する。また本明細書中において、「～」を用いて表される数値範囲は、「～」の前後に記載される数値を下限値及び上限値として含む範囲を意味する。
Ｃ：０．０３～０．０８％
Ｃは、鋼の強度を増加させ、構造用鋼材として必要な強度を確保する効果を有する元素である。前記効果に加え、島状マルテンサイトを生成するために、Ｃ含有量を０．０３％以上とする。一方、Ｃ含有量が０．０８％を超えると、溶接熱影響部の硬さが上昇し、また靭性が劣化する。そのため、Ｃ含有量を０．０８％以下とする。Ｃ含有量は、好ましくは０．０５％以上とする。また、Ｃ含有量は、好ましくは０．０７％以下、より好ましくは０．０６％以下とする。
Ｃは、鋼の強度を増加させ、構造用鋼材として必要な強度を確保する効果を有する元素である。前記効果に加え、島状マルテンサイトを生成するために、Ｃ含有量を０．０３％以上とする。一方、Ｃ含有量が０．０８％を超えると、溶接熱影響部の硬さが上昇し、また靭性が劣化する。そのため、Ｃ含有量を０．０８％以下とする。Ｃ含有量は、好ましくは０．０５％以上とする。また、Ｃ含有量は、好ましくは０．０７％以下、より好ましくは０．０６％以下とする。
Ｓｉ：０．０１～０．５０％
Ｓｉは、脱酸剤として機能するとともに、母材強度を高める効果を有する元素である。前記効果を得るために、Ｓｉ含有量を０．０１％以上とする。一方、Ｓｉ含有量が０．５０％を超えると、島状マルテンサイトの生成が促進され、靭性や溶接性の低下が顕在化する。そのため、Ｓｉ含有量を０．５０％以下とする。Ｓｉ含有量は０．３５％以下とすることが好ましく、０．２０％以下とすることがより好ましい。また、Ｓｉ含有量は０．０２％以上とすることが好ましく、０．１０％以上とすることがより好ましい。
Ｓｉは、脱酸剤として機能するとともに、母材強度を高める効果を有する元素である。前記効果を得るために、Ｓｉ含有量を０．０１％以上とする。一方、Ｓｉ含有量が０．５０％を超えると、島状マルテンサイトの生成が促進され、靭性や溶接性の低下が顕在化する。そのため、Ｓｉ含有量を０．５０％以下とする。Ｓｉ含有量は０．３５％以下とすることが好ましく、０．２０％以下とすることがより好ましい。また、Ｓｉ含有量は０．０２％以上とすることが好ましく、０．１０％以上とすることがより好ましい。
Ｍｎ：０．４～５．０％
Ｍｎは、鋼の強度を増加させる効果を有する元素である。前記効果に加え、島状マルテンサイトを生成するために、Ｍｎ含有量を０．４％以上とする必要がある。Ｍｎ含有量は０．８％以上とすることが好ましい。一方、Ｍｎ含有量が５．０％を超えると、島状マルテンサイトが過剰に生成し、母材の靭性が著しく劣化する。そのため、Ｍｎ含有量は５．０％以下とする。Ｍｎ含有量は４．０％以下とすることが好ましく、２．８％以下とすることがより好ましい。また、Ｍｎ含有量は１．０％以上とすることが好ましく、１．５％以上とすることがより好ましい。
Ｍｎは、鋼の強度を増加させる効果を有する元素である。前記効果に加え、島状マルテンサイトを生成するために、Ｍｎ含有量を０．４％以上とする必要がある。Ｍｎ含有量は０．８％以上とすることが好ましい。一方、Ｍｎ含有量が５．０％を超えると、島状マルテンサイトが過剰に生成し、母材の靭性が著しく劣化する。そのため、Ｍｎ含有量は５．０％以下とする。Ｍｎ含有量は４．０％以下とすることが好ましく、２．８％以下とすることがより好ましい。また、Ｍｎ含有量は１．０％以上とすることが好ましく、１．５％以上とすることがより好ましい。
Ｐ：０．０１５％以下
Ｐは、母材の低温靭性を劣化させる元素であり、できるだけ低減することが望ましい。そのため、母材靭性向上のためにはＰを低減することが望ましい。よって、Ｐ含有量は０．０１５％以下とする。Ｐ含有量の下限は特に限定されず、０％であってもよいが、生産技術上の観点から、０．００４％以上とすることが好ましい。Ｐ含有量は、０．０１０％以下とすることが好ましい。
Ｐは、母材の低温靭性を劣化させる元素であり、できるだけ低減することが望ましい。そのため、母材靭性向上のためにはＰを低減することが望ましい。よって、Ｐ含有量は０．０１５％以下とする。Ｐ含有量の下限は特に限定されず、０％であってもよいが、生産技術上の観点から、０．００４％以上とすることが好ましい。Ｐ含有量は、０．０１０％以下とすることが好ましい。
Ｓ：０．００５０％以下
Ｓは、母材の低温靭性を劣化させる元素であり、できるだけ低減することが望ましい。Ｓ含有量が０．００５０％を超えて含有すると、前記低温靭性の劣化が顕著となるため、Ｓ含有量は０．００５０％以下とする。Ｓ含有量の下限は特に限定されず、０％であってもよいが、生産技術上の観点から、０．００１％以上とすることが好ましい。Ｓ含有量は、０．００４０％以下とすることが好ましい。
Ｓは、母材の低温靭性を劣化させる元素であり、できるだけ低減することが望ましい。Ｓ含有量が０．００５０％を超えて含有すると、前記低温靭性の劣化が顕著となるため、Ｓ含有量は０．００５０％以下とする。Ｓ含有量の下限は特に限定されず、０％であってもよいが、生産技術上の観点から、０．００１％以上とすることが好ましい。Ｓ含有量は、０．００４０％以下とすることが好ましい。
Ａｌ：０．００５～０．１％
Ａｌは、脱酸剤として作用する元素であり、高張力鋼の溶鋼脱酸プロセスにおいて、もっとも汎用的に使われる。また、Ａｌは、鋼中のＮをＡｌＮとして固定し、母材の靭性向上に寄与する。前記効果を得るために、Ａｌ含有量を０．００５％以上とする。Ａｌ含有量は、０．０１０％以上とすることが好ましい。一方、Ａｌ含有量が０．１％を超えると、母材の靭性が低下する。そのため、Ａｌ含有量は０．１％以下とする。Ａｌ含有量は０．０７％以下とすることが好ましい。
Ａｌは、脱酸剤として作用する元素であり、高張力鋼の溶鋼脱酸プロセスにおいて、もっとも汎用的に使われる。また、Ａｌは、鋼中のＮをＡｌＮとして固定し、母材の靭性向上に寄与する。前記効果を得るために、Ａｌ含有量を０．００５％以上とする。Ａｌ含有量は、０．０１０％以上とすることが好ましい。一方、Ａｌ含有量が０．１％を超えると、母材の靭性が低下する。そのため、Ａｌ含有量は０．１％以下とする。Ａｌ含有量は０．０７％以下とすることが好ましい。
Ｎ：０．００１５～０．００６５％
Ｎは、ＡｌやＴｉと結合して炭窒化物を析出形成し、オーステナイト粒の粗大化を抑制して母材靱性を向上させる。その効果を得るために、Ｎ含有量は０．００１５％以上とする。Ｎ含有量は、０．００３０％以上とすることが好ましい。一方、Ｎ含有量が０．００６５％を超えると、固溶Ｎ量の増加により、母材および溶接部靭性が著しく低下する。そのため、Ｎ含有量は０．００６５％以下とする。Ｎ含有量は０．００６０％以下とすることが好ましい。
Ｎは、ＡｌやＴｉと結合して炭窒化物を析出形成し、オーステナイト粒の粗大化を抑制して母材靱性を向上させる。その効果を得るために、Ｎ含有量は０．００１５％以上とする。Ｎ含有量は、０．００３０％以上とすることが好ましい。一方、Ｎ含有量が０．００６５％を超えると、固溶Ｎ量の増加により、母材および溶接部靭性が著しく低下する。そのため、Ｎ含有量は０．００６５％以下とする。Ｎ含有量は０．００６０％以下とすることが好ましい。
本開示の一実施形態において、鋼板は、上記の元素と、残部のＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有するものとすることができる。
また、本開示の他の実施形態においては、上記成分組成が、任意に、Ｔｉ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｂ、Ｎｂ、およびＶからなる群より選択される１または２以上をさらに含有することができる。
Ｔｉ：０．０３％
Ｔｉは、Ｎとの親和力が強く、凝固時にＴｉＮとして析出する。高温でも安定なＴｉＮのピンニング効果により、溶接熱影響部でのオーステナイト結晶粒の粗大化を抑制することで、溶接熱影響部の靭性を向上させることができる。前記効果を得るために、Ｔｉを添加する場合、Ｔｉ含有量を０．００４％以上とすることが好ましい。Ｔｉ含有量は０．００６％以上とすることが好ましい。一方、Ｔｉ含有量が０．０３％を超えると、ＴｉＮ粒子が粗大化し、オーステナイト粒の粗大化抑制効果が飽和する。そのため、Ｔｉ含有量は０．０３％以下とする。Ｔｉ含有量は０．０２５％以下とすることが好ましい。
Ｔｉは、Ｎとの親和力が強く、凝固時にＴｉＮとして析出する。高温でも安定なＴｉＮのピンニング効果により、溶接熱影響部でのオーステナイト結晶粒の粗大化を抑制することで、溶接熱影響部の靭性を向上させることができる。前記効果を得るために、Ｔｉを添加する場合、Ｔｉ含有量を０．００４％以上とすることが好ましい。Ｔｉ含有量は０．００６％以上とすることが好ましい。一方、Ｔｉ含有量が０．０３％を超えると、ＴｉＮ粒子が粗大化し、オーステナイト粒の粗大化抑制効果が飽和する。そのため、Ｔｉ含有量は０．０３％以下とする。Ｔｉ含有量は０．０２５％以下とすることが好ましい。
Ｃｕ：１．０％以下
Ｃｕは、高靭性を保ちつつ強度を増加させることが可能な元素であり、所望する強度に応じて任意に含有できる。しかし、Ｃｕ含有量が１．０％を超えると熱間脆性を生じて鋼板の表面性状が劣化する。そのため、Ｃｕを含有する場合、Ｃｕ含有量は１．０％以下とする。Ｃｕ含有量は０．７％以下とすることが好ましい。一方、Ｃｕ含有量の下限は特に限定されないが、前記効果を十分に得るためには、Ｃｕ含有量を０．０１％以上とすることが好ましく、０．１０％以上とすることがより好ましく、０．２０％以上とすることがさらに好ましい。
Ｃｕは、高靭性を保ちつつ強度を増加させることが可能な元素であり、所望する強度に応じて任意に含有できる。しかし、Ｃｕ含有量が１．０％を超えると熱間脆性を生じて鋼板の表面性状が劣化する。そのため、Ｃｕを含有する場合、Ｃｕ含有量は１．０％以下とする。Ｃｕ含有量は０．７％以下とすることが好ましい。一方、Ｃｕ含有量の下限は特に限定されないが、前記効果を十分に得るためには、Ｃｕ含有量を０．０１％以上とすることが好ましく、０．１０％以上とすることがより好ましく、０．２０％以上とすることがさらに好ましい。
Ｎｉ：３．０％以下
Ｎｉは、Ｃｕと同様、高靭性を保ちつつ強度を増加させることが可能な元素であり、所望する強度に応じて任意に含有できる。しかし、Ｎｉ含有量が３．０％を超えると、添加効果が飽和し、含有量に見合う効果が期待できなくなり、経済的に不利になる。そのため、Ｎｉを含有する場合、Ｎｉ含有量を３．０％以下とする。Ｎｉ含有量は１．７％以下とすることが好ましい。一方、Ｎｉ含有量の下限は特に限定されないが、前記効果を十分に得るためには、Ｎｉ含有量を０．０１％以上とすることが好ましく、０．１０％以上とすることがより好ましく、０．２０％以上とすることがさらに好ましい。
Ｎｉは、Ｃｕと同様、高靭性を保ちつつ強度を増加させることが可能な元素であり、所望する強度に応じて任意に含有できる。しかし、Ｎｉ含有量が３．０％を超えると、添加効果が飽和し、含有量に見合う効果が期待できなくなり、経済的に不利になる。そのため、Ｎｉを含有する場合、Ｎｉ含有量を３．０％以下とする。Ｎｉ含有量は１．７％以下とすることが好ましい。一方、Ｎｉ含有量の下限は特に限定されないが、前記効果を十分に得るためには、Ｎｉ含有量を０．０１％以上とすることが好ましく、０．１０％以上とすることがより好ましく、０．２０％以上とすることがさらに好ましい。
Ｃｒ：３．０％以下
Ｃｒは、鋼の強度向上に寄与する元素であり、所望する強度に応じて任意に含有できる。しかし、Ｃｒ含有量が３．０％を超えると靭性が劣化するため、Ｃｒを含有する場合、Ｃｒ含有量を３．０％以下とする。一方、Ｃｒ含有量の下限は特に限定されないが、Ｃｒによる強度向上効果を十分に得るという観点からは、Ｃｒ含有量を０．０５％以上とすることが好ましい。
Ｃｒは、鋼の強度向上に寄与する元素であり、所望する強度に応じて任意に含有できる。しかし、Ｃｒ含有量が３．０％を超えると靭性が劣化するため、Ｃｒを含有する場合、Ｃｒ含有量を３．０％以下とする。一方、Ｃｒ含有量の下限は特に限定されないが、Ｃｒによる強度向上効果を十分に得るという観点からは、Ｃｒ含有量を０．０５％以上とすることが好ましい。
Ｍｏ：１．０％以下
Ｍｏは、Ｃｒと同様、鋼の強度向上に寄与する元素であり、所望する強度に応じて任意に含有できる。しかし、Ｍｏ含有量が１．０％を超えると靭性が劣化するため、Ｍｏを含有する場合、Ｍｏ含有量を１．０％以下とする。一方、Ｍｏ含有量の下限は特に限定されないが、Ｍｏによる強度向上効果を十分に得るという観点からは、Ｍｏ含有量を０．０５％以上とすることが好ましい。
Ｍｏは、Ｃｒと同様、鋼の強度向上に寄与する元素であり、所望する強度に応じて任意に含有できる。しかし、Ｍｏ含有量が１．０％を超えると靭性が劣化するため、Ｍｏを含有する場合、Ｍｏ含有量を１．０％以下とする。一方、Ｍｏ含有量の下限は特に限定されないが、Ｍｏによる強度向上効果を十分に得るという観点からは、Ｍｏ含有量を０．０５％以上とすることが好ましい。
Ｂ：０．００５％以下
Ｂは、焼入れ性を向上させることにより、鋼の強度を向上させる作用を有する元素である。しかしＢ含有量が０．００５％を超えると、焼入れ性が過度に高くなり、母材の靭性および延性が低下する。そのため、Ｂを含有する場合、Ｂ含有量を０．００５％以下とする。Ｂ含有量は０．００２０％以下とすることが好ましい。一方、Ｂ含有量の下限は特に限定されないが、Ｂの添加効果を十分に得るという観点からは、Ｂ含有量を０．０００３％以上とすることが好ましい。
Ｂは、焼入れ性を向上させることにより、鋼の強度を向上させる作用を有する元素である。しかしＢ含有量が０．００５％を超えると、焼入れ性が過度に高くなり、母材の靭性および延性が低下する。そのため、Ｂを含有する場合、Ｂ含有量を０．００５％以下とする。Ｂ含有量は０．００２０％以下とすることが好ましい。一方、Ｂ含有量の下限は特に限定されないが、Ｂの添加効果を十分に得るという観点からは、Ｂ含有量を０．０００３％以上とすることが好ましい。
Ｎｂ：０．１％以下
Ｎｂは、Ｃｒ、Ｍｏと同様、鋼の強度向上に寄与する元素であり、所望する強度に応じて任意に含有できる。しかし、Ｎｂ含有量が０．１％を超えると母材靭性が劣化するため、Ｎｂを含有する場合、Ｎｂ含有量を０．１％以下とする。一方、Ｎｂ含有量の下限は特に限定されないが、Ｎｂによる強度向上効果を十分に得るという観点からは、Ｎｂ含有量を０．００５％以上とすることが好ましい。
Ｎｂは、Ｃｒ、Ｍｏと同様、鋼の強度向上に寄与する元素であり、所望する強度に応じて任意に含有できる。しかし、Ｎｂ含有量が０．１％を超えると母材靭性が劣化するため、Ｎｂを含有する場合、Ｎｂ含有量を０．１％以下とする。一方、Ｎｂ含有量の下限は特に限定されないが、Ｎｂによる強度向上効果を十分に得るという観点からは、Ｎｂ含有量を０．００５％以上とすることが好ましい。
Ｖ：０．２％以下
Ｖは、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂと同様、鋼の強度向上に寄与する元素であり、所望する強度に応じて任意に含有できる。しかし、Ｖ含有量が０．２％を超えると靭性が劣化するため、Ｖを含有する場合、Ｖ含有量を０．２％以下とする。一方、Ｖ含有量の下限は特に限定されないが、Ｖによる強度向上効果を十分に得るという観点からは、Ｖ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。
Ｖは、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂと同様、鋼の強度向上に寄与する元素であり、所望する強度に応じて任意に含有できる。しかし、Ｖ含有量が０．２％を超えると靭性が劣化するため、Ｖを含有する場合、Ｖ含有量を０．２％以下とする。一方、Ｖ含有量の下限は特に限定されないが、Ｖによる強度向上効果を十分に得るという観点からは、Ｖ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。
また、本開示の他の実施形態においては、上記成分組成が、任意に、Ｃａ、ＲＥＭ、およびＭｇからなる群より選択される１または２以上をさらに含有することができる。
Ｃａ：０．００５％以下
Ｃａは、結晶粒を微細化することによって靭性を向上させる効果を有する元素であり、所望する特性に応じて任意に含有できる。しかし、Ｃａ含有量が０．００５％を超えると、添加効果が飽和するため、Ｃａを含有する場合、Ｃａ含有量を０．００５％以下とする。一方、Ｃａ含有量の下限は特に限定されないが、Ｃａによる靭性向上効果を十分に得るという観点からは、Ｃａ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。
Ｃａは、結晶粒を微細化することによって靭性を向上させる効果を有する元素であり、所望する特性に応じて任意に含有できる。しかし、Ｃａ含有量が０．００５％を超えると、添加効果が飽和するため、Ｃａを含有する場合、Ｃａ含有量を０．００５％以下とする。一方、Ｃａ含有量の下限は特に限定されないが、Ｃａによる靭性向上効果を十分に得るという観点からは、Ｃａ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。
ＲＥＭ：０．０２％以下
ＲＥＭ（希土類金属）は、Ｃａと同様に靭性向上効果を有しており、所望する特性に応じて任意に含有できる。しかし、ＲＥＭ含有量が０．０２％を超えると、添加効果が飽和するため、ＲＥＭを含有する場合、ＲＥＭ含有量を０．０２％以下とする。一方、ＲＥＭ含有量の下限は特に限定されないが、ＲＥＭによる靭性向上効果を十分に得るという観点からは、ＲＥＭ含有量を０．００２％以上とすることが好ましい。
ＲＥＭ（希土類金属）は、Ｃａと同様に靭性向上効果を有しており、所望する特性に応じて任意に含有できる。しかし、ＲＥＭ含有量が０．０２％を超えると、添加効果が飽和するため、ＲＥＭを含有する場合、ＲＥＭ含有量を０．０２％以下とする。一方、ＲＥＭ含有量の下限は特に限定されないが、ＲＥＭによる靭性向上効果を十分に得るという観点からは、ＲＥＭ含有量を０．００２％以上とすることが好ましい。
Ｍｇ：０．００５％以下
Ｍｇは、Ｃａと同様に結晶粒を微細化することによって靭性を向上させる効果を有する元素であり、所望する特性に応じて任意に含有できる。しかし、Ｍｇ含有量が０．００５％を超えると、添加効果が飽和するため、Ｍｇを含有する場合、Ｍｇ含有量を０．００５％以下とする。一方、Ｍｇ含有量の下限は特に限定されないが、Ｍｇによる靭性向上効果を十分に得るという観点からは、Ｍｇ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。
Ｍｇは、Ｃａと同様に結晶粒を微細化することによって靭性を向上させる効果を有する元素であり、所望する特性に応じて任意に含有できる。しかし、Ｍｇ含有量が０．００５％を超えると、添加効果が飽和するため、Ｍｇを含有する場合、Ｍｇ含有量を０．００５％以下とする。一方、Ｍｇ含有量の下限は特に限定されないが、Ｍｇによる靭性向上効果を十分に得るという観点からは、Ｍｇ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。
なお、上記任意成分について、含有量が下限値未満の場合には本開示の効果を害さないため、これら任意元素を下限値未満含む場合は、これらの任意元素を不可避的不純物として含むものとする。
［ミクロ組織］
次に、鋼板のミクロ組織について説明する。
次に、鋼板のミクロ組織について説明する。
本開示の鋼板は、下記の条件をすべて満たすミクロ組織を有する。
・ベイナイトの面積分率が８０％以上
・島状マルテンサイトの面積分率が１．０～２０％
・島状マルテンサイトの平均円相当径が０．１～５．０μｍ
・ベイナイトの面積分率が８０％以上
・島状マルテンサイトの面積分率が１．０～２０％
・島状マルテンサイトの平均円相当径が０．１～５．０μｍ
以下、ミクロ組織を上記の範囲に限定する理由について説明する。なお、以下の説明における「面積分率」とは、特に断らない限り、ミクロ組織全体に対する面積分率を指すものとする。また、上記ミクロ組織は、鋼板の板厚１／４位置におけるミクロ組織を指すものとする。
（ベイナイト）
面積分率：８０％以上
本開示では、鋼板のミクロ組織のうち、上記ＭＡを除く母相を、ベイナイト主体とする。強度確保の観点から、ミクロ組織全体に対するベイナイトの面積分率は、８０％以上とする。ベイナイトの面積分率の上限は特に限定されないが、島状マルテンサイトの面積分率１％以上を確保するために、ベイナイトの面積分率は９９％以下とする。ベイナイトの面積分率は８４％以上とすることが好ましい。なお、本開示のミクロ組織においては、ベイナイトに島状マルテンサイトが内包されている。しかしながら、ベイナイトの面積分率を決定する際には、内包されている島状マルテンサイトの面積分率は含めないものとする。
面積分率：８０％以上
本開示では、鋼板のミクロ組織のうち、上記ＭＡを除く母相を、ベイナイト主体とする。強度確保の観点から、ミクロ組織全体に対するベイナイトの面積分率は、８０％以上とする。ベイナイトの面積分率の上限は特に限定されないが、島状マルテンサイトの面積分率１％以上を確保するために、ベイナイトの面積分率は９９％以下とする。ベイナイトの面積分率は８４％以上とすることが好ましい。なお、本開示のミクロ組織においては、ベイナイトに島状マルテンサイトが内包されている。しかしながら、ベイナイトの面積分率を決定する際には、内包されている島状マルテンサイトの面積分率は含めないものとする。
ベイナイトの面積分率は、以下の通り測定する。鋼板の板厚１／４位置が観察位置となるように、組織観察用の試験片を採取する。前記試験片を、圧延方向と平行な断面が観察面となるよう樹脂に埋め、鏡面研磨する。次いで、ナイタール腐食を実施した後、倍率１０００倍の走査型電子顕微鏡で観察して組織の画像を撮影する。撮影された５視野分の画像を画像解析装置によって解析し、ベイナイト組織の面積分率を求める。
（島状マルテンサイト）
本開示では、鋼板のミクロ組織が、硬質相第２相として島状マルテンサイト（Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ―Ａｕｓｔｅｎｉｔｅ ｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔ、以下、単に「ＭＡ」という場合がある）を含むことが重要である。次に、この島状マルテンサイトについて説明する。
本開示では、鋼板のミクロ組織が、硬質相第２相として島状マルテンサイト（Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ―Ａｕｓｔｅｎｉｔｅ ｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔ、以下、単に「ＭＡ」という場合がある）を含むことが重要である。次に、この島状マルテンサイトについて説明する。
ＭＡの面積分率：１．０～２０％
ＭＡは転位密度が非常に高く、また、Ｃが濃縮しているため、母相（ベイナイト）と比べて非常に硬い相である。したがって、ＭＡを含むミクロ組織とすることにより、引張強さ（ＴＳ）を向上させるとともに、多量に導入された可動転位によって降伏強さ（ＹＰ）の上昇を抑制できるため、高強度と低降伏比との両立に有効である。島状マルテンサイト（ＭＡ）の面積分率が１．０％未満では、前記のような高強度化と低降伏比化との効果が得られない。そのため、ＭＡの面積分率を１．０％以上とする。ＭＡの面積分率は２％以上とすることが好ましい。一方、ＭＡの面積分率が２０％を超えると、母材の靭性が劣化する。そのため、ＭＡの面積分率は２０％以下とする。ＭＡの面積分率は１６％以下とすることが好ましい。
ＭＡは転位密度が非常に高く、また、Ｃが濃縮しているため、母相（ベイナイト）と比べて非常に硬い相である。したがって、ＭＡを含むミクロ組織とすることにより、引張強さ（ＴＳ）を向上させるとともに、多量に導入された可動転位によって降伏強さ（ＹＰ）の上昇を抑制できるため、高強度と低降伏比との両立に有効である。島状マルテンサイト（ＭＡ）の面積分率が１．０％未満では、前記のような高強度化と低降伏比化との効果が得られない。そのため、ＭＡの面積分率を１．０％以上とする。ＭＡの面積分率は２％以上とすることが好ましい。一方、ＭＡの面積分率が２０％を超えると、母材の靭性が劣化する。そのため、ＭＡの面積分率は２０％以下とする。ＭＡの面積分率は１６％以下とすることが好ましい。
ＭＡの平均円相当径：０．１～５．０μｍ
ＭＡの平均円相当径が５．０μｍ超であると溶接部の靭性が劣化する。そのため、ＭＡの平均円相当径を５．０μｍ以下とする。一方、ＭＡの平均円相当径の下限は、高強度と低降伏比との両立するために、０．１μｍ以上とする。
ＭＡの平均円相当径が５．０μｍ超であると溶接部の靭性が劣化する。そのため、ＭＡの平均円相当径を５．０μｍ以下とする。一方、ＭＡの平均円相当径の下限は、高強度と低降伏比との両立するために、０．１μｍ以上とする。
なお、ＭＡの面積分率および平均円相当径は、試料としての鋼板にレペラ腐食（Ｊｏｕｒｎａｌ ｏｆ Ｍｅｔａｌｓ, Ｍａｒｃｈ, １９８０, ｐ.３８―３９）を施した後、走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて倍率２０００倍で観察を行い、撮影した画像を、画像解析装置を用いて解析することにより求める。
ミクロ組織は島状マルテンサイト以外のマルテンサイトを含まない。ミクロ組織がマルテンサイトを含まないことで、過剰な合金元素の添加を回避しつつ高い降伏強さと引張強さとを得ることができる。
ミクロ組織が島状マルテンサイト以外のマルテンサイトを含まないことは、板厚１／４位置において、走査型電子顕微鏡で倍率が１０００倍の組織の画像を撮影し、撮影された５視野分の画像を画像解析装置によって決定する。
ＭＡの面積分率とベイナイトの面積分率が上記条件を満たしていれば、ミクロ組織がセメンタイトなど他の組織を含有することも許容される。ミクロ組織がセメンタイトを含有する場合、該セメンタイトの面積分率は１０％未満とすることが好ましく、５％未満とすることがより好ましい。
［板厚］
本開示の鋼板の板厚は特に限定されず、任意の厚さとすることができるが、６ｍｍ以上とすることが好ましく、１２ｍｍ以上とすることが好ましい。一方、板厚の上限については、１００ｍｍ以下とすることが好ましい。
本開示の鋼板の板厚は特に限定されず、任意の厚さとすることができるが、６ｍｍ以上とすることが好ましく、１２ｍｍ以上とすることが好ましい。一方、板厚の上限については、１００ｍｍ以下とすることが好ましい。
［機械的特性］
（降伏強さ）
本開示の鋼板の降伏強さ（ＹＰ）は、特に限定されず任意の値とすることができるが、５００ＭＰａ以上とすることが好ましい。降伏強さは、より好ましくは７００ＭＰａ以上とする。降伏強さの上限は特に限定されないが、９３０ＭＰａ以下とすることが好ましい。なお、降伏強さは、後述する実施例に記載の方法に従って測定する。
（降伏強さ）
本開示の鋼板の降伏強さ（ＹＰ）は、特に限定されず任意の値とすることができるが、５００ＭＰａ以上とすることが好ましい。降伏強さは、より好ましくは７００ＭＰａ以上とする。降伏強さの上限は特に限定されないが、９３０ＭＰａ以下とすることが好ましい。なお、降伏強さは、後述する実施例に記載の方法に従って測定する。
（引張強さ）
本開示の鋼板の引張強さ（ＴＳ）は、特に限定されず任意の値とすることができるが、９８０ＭＰａ以上とすることが好ましい。引張強さは、より好ましくは１０００ＭＰａ以上とする。引張強さの上限は特に限定されないが、好ましくは１１３０ＭＰａ以下とする。なお、引張強さは、後述する実施例に記載の方法に従って測定する。
本開示の鋼板の引張強さ（ＴＳ）は、特に限定されず任意の値とすることができるが、９８０ＭＰａ以上とすることが好ましい。引張強さは、より好ましくは１０００ＭＰａ以上とする。引張強さの上限は特に限定されないが、好ましくは１１３０ＭＰａ以下とする。なお、引張強さは、後述する実施例に記載の方法に従って測定する。
（降伏比）
本開示の鋼板の降伏比（ＹＲ）は、特に限定されず任意の値とすることができるが、８５％以下とすることが好ましい。降伏比は、より好ましくは８０％以下とする。降伏比の下限は特に限定されないが、好ましくは７０％以上とする。なお、ここで降伏比とは、引張強さ（ＴＳ）に対する降伏強さ（ＹＰ）の比をパーセンテージで表した値、すなわち、ＹＰ／ＴＳ×１００（％）を指す。
本開示の鋼板の降伏比（ＹＲ）は、特に限定されず任意の値とすることができるが、８５％以下とすることが好ましい。降伏比は、より好ましくは８０％以下とする。降伏比の下限は特に限定されないが、好ましくは７０％以上とする。なお、ここで降伏比とは、引張強さ（ＴＳ）に対する降伏強さ（ＹＰ）の比をパーセンテージで表した値、すなわち、ＹＰ／ＴＳ×１００（％）を指す。
（シャルピー吸収エネルギー）
本開示の鋼板の０℃におけるシャルピー吸収エネルギー（ｖＥ０）は、特に限定されず任意の値とすることができるが、７０Ｊ以上とすることが好ましい。０℃におけるシャルピー吸収エネルギーは、より好ましくは１００Ｊ以上とする。０℃におけるシャルピー吸収エネルギーの上限は特に限定されないが、好ましくは４００Ｊ以下とする。なお、０℃におけるシャルピー吸収エネルギー（ｖＥ０）は、後述する実施例に記載の方法に従って測定する。
本開示の鋼板の０℃におけるシャルピー吸収エネルギー（ｖＥ０）は、特に限定されず任意の値とすることができるが、７０Ｊ以上とすることが好ましい。０℃におけるシャルピー吸収エネルギーは、より好ましくは１００Ｊ以上とする。０℃におけるシャルピー吸収エネルギーの上限は特に限定されないが、好ましくは４００Ｊ以下とする。なお、０℃におけるシャルピー吸収エネルギー（ｖＥ０）は、後述する実施例に記載の方法に従って測定する。
（最高硬さ）
本開示の鋼板のビード長１２５ｍｍにおける溶接条件下での溶接熱影響部の最高硬さは、特に限定されず任意の値とすることができるが、３５０以下とすることが好ましい。ビード長１２５ｍｍにおける溶接条件下での溶接熱影響部の最高硬さは、より好ましくは３００以下とする。また、ビード長１２５ｍｍにおける溶接条件下での溶接熱影響部の最高硬さの下限は特に限定されず、低ければ低いほど好ましいが、一例においては２００以上とすることができる。なお、ビード長１２５ｍｍにおける溶接条件下での溶接熱影響部の最高硬さは、後述する実施例に記載の方法に従って測定する。
本開示の鋼板のビード長１２５ｍｍにおける溶接条件下での溶接熱影響部の最高硬さは、特に限定されず任意の値とすることができるが、３５０以下とすることが好ましい。ビード長１２５ｍｍにおける溶接条件下での溶接熱影響部の最高硬さは、より好ましくは３００以下とする。また、ビード長１２５ｍｍにおける溶接条件下での溶接熱影響部の最高硬さの下限は特に限定されず、低ければ低いほど好ましいが、一例においては２００以上とすることができる。なお、ビード長１２５ｍｍにおける溶接条件下での溶接熱影響部の最高硬さは、後述する実施例に記載の方法に従って測定する。
［製造方法］
次に、本開示の一実施形態における鋼板の製造方法について説明する。なお、以下の説明においては、特に断らない限り、温度は板厚中央の温度を指すものとする。板厚中央の温度は、放射温度計で測定した鋼板表面温度から、伝熱計算により求めることができる。また、熱間圧延後の冷却条件における温度条件は、板厚１／４位置における温度とし、冷却速度も板厚１／４位置における温度に基づいて算出された平均冷却速度を意味する。
次に、本開示の一実施形態における鋼板の製造方法について説明する。なお、以下の説明においては、特に断らない限り、温度は板厚中央の温度を指すものとする。板厚中央の温度は、放射温度計で測定した鋼板表面温度から、伝熱計算により求めることができる。また、熱間圧延後の冷却条件における温度条件は、板厚１／４位置における温度とし、冷却速度も板厚１／４位置における温度に基づいて算出された平均冷却速度を意味する。
本開示の鋼板の製造方法は、上述した成分組成を有する鋼素材を、熱間圧延して熱延板とする熱間圧延工程と、母材の強度と降伏比を向上させるため、熱延板をＡｃ３点以上、（Ａｃ３＋１００℃）未満の再加熱温度域まで再加熱し、前記再加熱温度域に１０分以上の保持時間の間保持する再加熱工程と、前記再加熱工程後の熱延板を、板厚１／４位置における前記再加熱温度域からベイナイト変態開始温度までの平均冷却速度：１～２００℃／ｓで、２００℃以上、ベイナイト変態開始温度未満の加速冷却停止温度まで加速冷却して鋼板を得る、冷却工程を有する。以下、各工程について具体的に説明する。
（熱間圧延工程）
上述した成分組成を有する鋼素材を熱間圧延して熱延板とする。前記鋼素材の製造方法は、とくに限定されないが、例えば、上記した組成を有する溶鋼を常法により溶製し、鋳造して製造することができる。前記溶製は、転炉、電気炉、誘導炉等、任意の方法により行うことができる。また、前記鋳造は、生産性の観点から連続鋳造法で行うことが好ましいが、造塊－分解圧延法により行うこともできる。前記鋼素材としては、例えば、鋼スラブを用いることができる。
上述した成分組成を有する鋼素材を熱間圧延して熱延板とする。前記鋼素材の製造方法は、とくに限定されないが、例えば、上記した組成を有する溶鋼を常法により溶製し、鋳造して製造することができる。前記溶製は、転炉、電気炉、誘導炉等、任意の方法により行うことができる。また、前記鋳造は、生産性の観点から連続鋳造法で行うことが好ましいが、造塊－分解圧延法により行うこともできる。前記鋼素材としては、例えば、鋼スラブを用いることができる。
前記鋼素材は、圧延に先立って加熱される。前記加熱は、鋳造などの方法によって得た鋼素材を一旦冷却した後に行ってもよく、また、得られた鋼素材を冷却することなく直接、前記加熱に供することもできる。なお、本開示においては熱間圧延後の再加熱工程および冷却工程において鋼板のミクロ組織や特性を制御するため、前記加熱温度は特に限定されず、任意の温度とすることができる。前記加熱温度は９００℃以上とすることが好ましい。前記加熱温度は９００℃以上であれば、鋼素材の変形抵抗を低減することができ、熱間圧延における圧延機への負荷がより低減し、熱間圧延を行うことがより容易となるためである。また、前記加熱温度は１２５０℃以下とすることが好ましい。前記加熱温度が１２５０℃以下であれば、鋼の酸化をより抑制することができ、鋼の酸化によるロスをより低減して、歩留まりがより向上するためである。
上記加熱の後、加熱された鋼素材を熱間圧延して熱延板とする。熱延板の最終板厚は特に限定されないが、６ｍｍ以上とすることが好ましく、１２ｍｍ以上とすることがより好ましい。また、熱延板の最終板厚は１００ｍｍ以下とすることが好ましい。
熱間圧延が終了した後、後述するように再加熱が行われるが、熱間圧延と再加熱工程との間において、熱延板を冷却することもできる。該冷却を行う場合の条件は特に限定されないが、空冷、水冷など、任意の方法で冷却を行うことができる。前記水冷としては、水を用いた任意の冷却方法（例えば、スプレー冷却、ミスト冷却、ラミナー冷却など）を用いることができる。冷却温度は、特に限定されないが、例えば、常温（２０℃など）以上、１００℃以下とすることができる。
（再加熱工程）
上記熱間圧延によって得られた熱延板の強度と降伏比を向上させるため、再加熱処理を行う。前記再加熱工程においては、Ａｃ３点以上、（Ａｃ３＋１００℃）未満の再加熱温度域まで熱延板を加熱した後、前記再加熱温度域にて保持する。
上記熱間圧延によって得られた熱延板の強度と降伏比を向上させるため、再加熱処理を行う。前記再加熱工程においては、Ａｃ３点以上、（Ａｃ３＋１００℃）未満の再加熱温度域まで熱延板を加熱した後、前記再加熱温度域にて保持する。
（再加熱温度域：Ａｃ３点以上、Ａｃ３＋１００℃未満）
再加熱工程における再加熱温度域がＡｃ３点未満であると、組織中に軟質なフェライトが生成し、母材強度が低下する。そのため、再加熱温度域はＡｃ３点以上とする。一方、再加熱温度がＡｃ３＋１００℃以上であると、粗大なＭＡが生成し母材靭性が劣化する。再加熱温度域は、好ましくは、Ａｃ３＋１０℃以上、より好ましくは、Ａｃ３＋２０℃以上とする。再加熱温度域は、好ましくは、Ａｃ３＋６０℃以下、より好ましくは、Ａｃ３＋５０℃以下とする。
再加熱工程における再加熱温度域がＡｃ３点未満であると、組織中に軟質なフェライトが生成し、母材強度が低下する。そのため、再加熱温度域はＡｃ３点以上とする。一方、再加熱温度がＡｃ３＋１００℃以上であると、粗大なＭＡが生成し母材靭性が劣化する。再加熱温度域は、好ましくは、Ａｃ３＋１０℃以上、より好ましくは、Ａｃ３＋２０℃以上とする。再加熱温度域は、好ましくは、Ａｃ３＋６０℃以下、より好ましくは、Ａｃ３＋５０℃以下とする。
なお、Ａｃ３点は下記（１）式により求める。
Ａｃ３（℃）＝９３７．２－４３６．５Ｃ＋５６Ｓｉ－１９．７Ｍｎ－１６．３Ｃｕ－２６．６Ｎｉ －４．９Ｃｒ＋３８．１Ｍｏ＋１２４．８Ｖ＋１３６．３Ｔｉ－１９．１Ｎｂ＋１９８．４Ａｌ＋３３１５Ｂ・・・（１）
ただし、上記（１）式中の元素記号は各元素の含有量（質量％）を表し、当該元素が含有されていない場合は０とする。
Ａｃ３（℃）＝９３７．２－４３６．５Ｃ＋５６Ｓｉ－１９．７Ｍｎ－１６．３Ｃｕ－２６．６Ｎｉ －４．９Ｃｒ＋３８．１Ｍｏ＋１２４．８Ｖ＋１３６．３Ｔｉ－１９．１Ｎｂ＋１９８．４Ａｌ＋３３１５Ｂ・・・（１）
ただし、上記（１）式中の元素記号は各元素の含有量（質量％）を表し、当該元素が含有されていない場合は０とする。
（保持時間：１０分以上）
前記再加熱温度域に保持する保持時間は１０分以上とする。保持時間が１０分未満では、オーステナイト粒径のバラツキが大きくなるからである。保持時間は、好ましくは２０分以上とする。一方、前記保持時間の上限は特に限定されないが、過度に長い時間保持を行うと生産性が低下するため、１８０分以下とすることが好ましい。
前記再加熱温度域に保持する保持時間は１０分以上とする。保持時間が１０分未満では、オーステナイト粒径のバラツキが大きくなるからである。保持時間は、好ましくは２０分以上とする。一方、前記保持時間の上限は特に限定されないが、過度に長い時間保持を行うと生産性が低下するため、１８０分以下とすることが好ましい。
前記再加熱には、再加熱温度域と保持時間を上記の通り制御することできるものであれば、任意の加熱方法を用いることができる。加熱方法の一例としては、炉加熱が挙げられる。前記炉加熱には、特に限定されることなく、一般的な熱処理炉を用いることができる。
（加速冷却の平均冷却速度：１～２００℃／ｓ）
前記再加熱工程の後、板厚1／４位置における再加熱温度域からのベイナイト変態開始温度間の平均冷却速度：１～２００℃／ｓにて再加熱工程後の熱延板を加速冷却する。上記加速冷却工程における平均冷却速度が１℃／ｓ未満であると、所望の焼入組織、すなわちベイナイトが得られず強度が低下する。そのため、前記平均冷却速度は１℃／ｓ以上とする。一方、平均冷却速度が２００℃／ｓより高いと、鋼板内の各位置における温度制御が困難となり、板幅方向や圧延方向に材質のばらつきが出やすくなり、その結果、引張特性などの材質上のばらつきが生じる。そのため、平均冷却速度を２００℃／ｓ以下とする。加速冷却の平均冷却速度は、好ましくは好ましくは３℃／ｓ以上とする。加速冷却の平均冷却速度は、好ましくは５０℃／ｓ以下、より好ましくは３０℃／ｓ以下とする。
前記再加熱工程の後、板厚1／４位置における再加熱温度域からのベイナイト変態開始温度間の平均冷却速度：１～２００℃／ｓにて再加熱工程後の熱延板を加速冷却する。上記加速冷却工程における平均冷却速度が１℃／ｓ未満であると、所望の焼入組織、すなわちベイナイトが得られず強度が低下する。そのため、前記平均冷却速度は１℃／ｓ以上とする。一方、平均冷却速度が２００℃／ｓより高いと、鋼板内の各位置における温度制御が困難となり、板幅方向や圧延方向に材質のばらつきが出やすくなり、その結果、引張特性などの材質上のばらつきが生じる。そのため、平均冷却速度を２００℃／ｓ以下とする。加速冷却の平均冷却速度は、好ましくは好ましくは３℃／ｓ以上とする。加速冷却の平均冷却速度は、好ましくは５０℃／ｓ以下、より好ましくは３０℃／ｓ以下とする。
前記加速冷却の方法は特に限定されないが、空冷、水冷など、任意の方法で冷却を行うことができる。前記水冷としては、水を用いた任意の冷却方法（例えば、スプレー冷却、ミスト冷却、ラミナー冷却など）を用いることができる。
（加速冷却停止温度：２００℃以上、Ｂｓ点未満）
２００℃以上、Ｂｓ点未満の温度で加速冷却を停止して空冷することで、未変態のオーステナイトを島状マルテンサイトに変態させ、ベイナイトを自己焼き戻しさせる。加速冷却停止温度がＢｓ点以上では、粗大な上部ベイナイトが主体の組織となる。また、過剰な焼戻しや島状マルテンサイトが生成しても大部分が分解したりしてしまうため、所望の強度や低降伏比が得られない。一方、加速冷却停止温度が２００℃未満では、島状マルテンサイトが十分に得られず、所望の降伏比が得られない。加速冷却停止温度は、好ましくは、２５０℃以上、より好ましくは、３００℃以上とする。また、加速冷却停止温度は、好ましくは、４５０℃以下、より好ましくは、４００℃以下とする。
２００℃以上、Ｂｓ点未満の温度で加速冷却を停止して空冷することで、未変態のオーステナイトを島状マルテンサイトに変態させ、ベイナイトを自己焼き戻しさせる。加速冷却停止温度がＢｓ点以上では、粗大な上部ベイナイトが主体の組織となる。また、過剰な焼戻しや島状マルテンサイトが生成しても大部分が分解したりしてしまうため、所望の強度や低降伏比が得られない。一方、加速冷却停止温度が２００℃未満では、島状マルテンサイトが十分に得られず、所望の降伏比が得られない。加速冷却停止温度は、好ましくは、２５０℃以上、より好ましくは、３００℃以上とする。また、加速冷却停止温度は、好ましくは、４５０℃以下、より好ましくは、４００℃以下とする。
なお、Ｂｓ点は下記（２）式により求める。
Ｂｓ（℃）＝８３０－２７０Ｃ－９０Ｍｎ－３７Ｎｉ－７０Ｃｒ－８３Ｍｏ・・・（２）
ただし、上記（２）式中の元素記号は、各元素の含有量（質量％）を表し、当該元素が含有されていない場合は０とする。
Ｂｓ（℃）＝８３０－２７０Ｃ－９０Ｍｎ－３７Ｎｉ－７０Ｃｒ－８３Ｍｏ・・・（２）
ただし、上記（２）式中の元素記号は、各元素の含有量（質量％）を表し、当該元素が含有されていない場合は０とする。
加速冷却停止後の温度域における冷却条件は鋼板の組織等に実質的な影響を与えない。上記加速冷却停止後、例えば空冷を行うことができる。空冷は、特に限定されることなく任意の条件で行うことができるが、一般的には、冷却速度：１℃／ｓ未満で空冷を行うことが好ましい。
なお、上記した条件以外の製造条件は、常法によることができる。
表１に示す組成の溶鋼を転炉で溶製し、連続鋳造法によって鋼素材としての鋼スラブ（厚さ：２５０ｍｍ）とした。なお、上述した（１）式よって求めたＡｃ３変態点（℃）、（２）式によって求めたＢｓ点を表１に併記する。
前記鋼スラブを１１５０℃に加熱した後、熱間圧延して熱延板とした。前記熱間圧延における圧延終了温度と最終板厚を表２に示す。
次いで、熱間圧延後の熱延板を、表２に示した方法で１００℃まで冷却した。
次いで、前記熱延板に対して、表２に示した条件で再加熱と加速冷却を施し、加速冷却停止後は空冷して鋼板を得た。再加熱処理には熱処理炉を用いた。また、前記空冷における冷却速度は、板厚や加速冷却停止温度にもよるが、０．５～０．０１℃／ｓであった。
上記のようにして得た鋼板のそれぞれについて、ミクロ組織、機械的特性、溶接熱影響部の最高硬さを評価した。前記評価は、以下に述べる方法で行った。結果を表３に示す。
（ミクロ組織）
上述した方法により、ベイナイトの面積分率、及び島状マルテンサイト以外のマルテンサイトの有無を調べた。また、鋼板から、板厚１／４位置が観察位置となるように、組織観察用の試験片を採取した。前記試験片を、圧延方向と垂直な断面が観察面となるよう樹脂に埋め、鏡面研磨した。次いで、レペラ腐食を実施した後、倍率２０００倍の走査電子顕微鏡で観察して組織の画像を撮影し、島状マルテンサイト組織を同定した。撮影された５視野分の画像を画像解析装置によって解析し、島状マルテンサイト組織の面積分率、平均円相当径を求めた。
上述した方法により、ベイナイトの面積分率、及び島状マルテンサイト以外のマルテンサイトの有無を調べた。また、鋼板から、板厚１／４位置が観察位置となるように、組織観察用の試験片を採取した。前記試験片を、圧延方向と垂直な断面が観察面となるよう樹脂に埋め、鏡面研磨した。次いで、レペラ腐食を実施した後、倍率２０００倍の走査電子顕微鏡で観察して組織の画像を撮影し、島状マルテンサイト組織を同定した。撮影された５視野分の画像を画像解析装置によって解析し、島状マルテンサイト組織の面積分率、平均円相当径を求めた。
（機械的特性）
前記鋼板の板厚中央（板厚１／４位置）から、ＪＩＳ４号引張試験片を採取した。前記引張試験片を用い、ＪＩＳ Ｚ ２２４１の規定に準拠して引張試験を実施して、鋼板の降伏強さ（ＹＰ）、引張強さ（ＴＳ）、降伏比（ＹＲ）を評価した。
前記鋼板の板厚中央（板厚１／４位置）から、ＪＩＳ４号引張試験片を採取した。前記引張試験片を用い、ＪＩＳ Ｚ ２２４１の規定に準拠して引張試験を実施して、鋼板の降伏強さ（ＹＰ）、引張強さ（ＴＳ）、降伏比（ＹＲ）を評価した。
また、前記鋼板の板厚中央（板厚１／４位置）から、ＪＩＳ Ｚ ２２０２の規定に準拠してＶノッチ試験片を採取した。前記Ｖノッチ試験片を用い、ＪＩＳ Ｚ ２２４２の規定に準拠して０℃におけるシャルピー衝撃試験を実施し、シャルピー吸収エネルギー（ｖＥ０）を求め、靭性を評価した。
さらに前記鋼板のおもて面または裏面からＪＩＳ Ｚ ３１０１の規定に準拠して最高硬さ試験片を採取した。前記試験片を用い、ＪＩＳ Ｚ ３１０１の規定に準拠して、ビード長１２５ｍｍにおける溶接条件下での溶接熱影響部の最高硬さを評価した。
得られた評価結果を、表３に示す。なお、引張り強さ（ＴＳ）が９８０ＭＰａ以上、降伏強さ（ＹＰ）が５００ＭＰａ以上、降伏比（ＹＲ）が８５％以下、０℃における吸収エネルギー（ｖＥ０）が７０Ｊ以上、ビード長１２５ｍｍにおける溶接条件下での溶接熱影響部の最高硬さ（ＨＶ１０）が３５０以下を合格値とした。
以上の結果から分かるように、本開示の条件を満たす鋼板は、いずれも、引張強さ：９８０ＭＰａ以上、降伏強さ：５００ＭＰａ以上、降伏比：８５％以下、０℃での吸収エネルギーｖＥ０：７０Ｊ以上、最高硬さが３５０以下であり、高強度、低降伏比であるとともに、靭性および溶接性にも優れていた。一方、本開示の条件を満たさない鋼板は、強度、降伏比、靭性、溶接性のうち、少なくとも１つの特性が劣っていた。
［２］ 前記成分組成が、質量％で、
Ｔｉ：０．０３％以下、
Ｃｕ：１．０％以下、
Ｎｉ：３．０％以下、
Ｃｒ：３．０％以下、
Ｍｏ：１．０％以下、
Ｂ ：０．００５％以下、
Ｎｂ：０．１％以下、および
Ｖ ：０．２％以下からなる群より選択される１または２以上をさらに含有する、［
１］に記載の鋼板。
Ｔｉ：０．０３％以下、
Ｃｕ：１．０％以下、
Ｎｉ：３．０％以下、
Ｃｒ：３．０％以下、
Ｍｏ：１．０％以下、
Ｂ ：０．００５％以下、
Ｎｂ：０．１％以下、および
Ｖ ：０．２％以下からなる群より選択される１または２以上をさらに含有する、［
１］に記載の鋼板。
［６］ 前記成分組成が、質量％で、
Ｔｉ：０．０３％以下、
Ｃｕ：１．０％以下、
Ｎｉ：３．０％以下、
Ｃｒ：３．０％以下、
Ｍｏ：１．０％以下、
Ｂ ：０．００５％以下、
Ｎｂ：０．１％以下、および
Ｖ ：０．２％以下からなる群より選択される１または２以上をさらに含有する、［５］に記載の鋼板の製造方法。
Ｔｉ：０．０３％以下、
Ｃｕ：１．０％以下、
Ｎｉ：３．０％以下、
Ｃｒ：３．０％以下、
Ｍｏ：１．０％以下、
Ｂ ：０．００５％以下、
Ｎｂ：０．１％以下、および
Ｖ ：０．２％以下からなる群より選択される１または２以上をさらに含有する、［５］に記載の鋼板の製造方法。
Ｔｉ：０．０３％以下
Ｔｉは、Ｎとの親和力が強く、凝固時にＴｉＮとして析出する。高温でも安定なＴｉＮのピンニング効果により、溶接熱影響部でのオーステナイト結晶粒の粗大化を抑制することで、溶接熱影響部の靭性を向上させることができる。前記効果を得るために、Ｔｉを添加する場合、Ｔｉ含有量を０．００４％以上とすることが好ましい。Ｔｉ含有量は０．００６％以上とすることが好ましい。一方、Ｔｉ含有量が０．０３％を超えると、ＴｉＮ粒子が粗大化し、オーステナイト粒の粗大化抑制効果が飽和する。そのため、Ｔｉ含有量は０．０３％以下とする。Ｔｉ含有量は０．０２５％以下とすることが好ましい。
Ｔｉは、Ｎとの親和力が強く、凝固時にＴｉＮとして析出する。高温でも安定なＴｉＮのピンニング効果により、溶接熱影響部でのオーステナイト結晶粒の粗大化を抑制することで、溶接熱影響部の靭性を向上させることができる。前記効果を得るために、Ｔｉを添加する場合、Ｔｉ含有量を０．００４％以上とすることが好ましい。Ｔｉ含有量は０．００６％以上とすることが好ましい。一方、Ｔｉ含有量が０．０３％を超えると、ＴｉＮ粒子が粗大化し、オーステナイト粒の粗大化抑制効果が飽和する。そのため、Ｔｉ含有量は０．０３％以下とする。Ｔｉ含有量は０．０２５％以下とすることが好ましい。
Claims (7)
- 質量％で、
Ｃ ：０．０３～０．０８％、
Ｓｉ：０．０１～０．５０％、
Ｍｎ：０．４～５．０％、
Ｐ ：０．０１５％以下、
Ｓ ：０．００５０％以下、
Ａｌ：０．００５～０．１％、および
Ｎ ：０．００１５～０．００６５％を含有し、
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
ベイナイトの面積分率が８０％以上、
島状マルテンサイトの面積分率が１．０～２０％、かつ
前記島状マルテンサイトの平均円相当径が０．１～５．０μｍであるミクロ組織を有する、鋼板。
ただし、上記ミクロ組織は島状マルテンサイト以外のマルテンサイトを含まない。 - 前記成分組成が、質量％で、
Ｔｉ：０．０３％、
Ｃｕ：１．０％以下、
Ｎｉ：３．０％以下、
Ｃｒ：３．０％以下、
Ｍｏ：１．０％以下、
Ｂ ：０．００５％以下、
Ｎｂ：０．１％以下、および
Ｖ ：０．２％以下からなる群より選択される１または２以上をさらに含有する、請求項１に記載の鋼板。 - 前記成分組成が、質量％で、
Ｃａ：０．００５％以下、
ＲＥＭ：０．０２％以下、および
Ｍｇ：０．００５％以下からなる群より選択される１または２以上をさらに含有する、請求項１または２に記載の鋼板。 - 引張強さが９８０ＭＰａ以上、降伏比が８５％以下であり、ビード長１２５ｍｍにおける溶接条件下での溶接熱影響部の最高硬さが３５０以下である、請求項１～３のいずれか一項に記載の鋼板。
- 質量％で、
Ｃ ：０．０３～０．０８％、
Ｓｉ：０．０１～０．５０％、
Ｍｎ：０．４～５．０％、
Ｐ ：０．０１５％以下、
Ｓ ：０．００５０％以下、
Ａｌ：０．００５～０．１％、および
Ｎ ：０．００１５～０．００６５％を含有し、
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有する鋼素材を熱間圧延して熱延板とする熱間圧延工程と、
前記熱延板をＡｃ３点以上、（Ａｃ３点＋１００℃）未満の再加熱温度域まで再加熱し、前記再加熱温度域にて１０分以上保持する再加熱工程と、
前記再加熱工程後の熱延板を、板厚１／４位置における前記再加熱温度域からベイナイト変態開始温度までの平均冷却速度を１～２００℃／ｓとして、２００℃以上、前記ベイナイト変態開始温度未満の加速冷却停止温度まで加速冷却して鋼板を得る、冷却工程とを有する、鋼板の製造方法。 - 前記成分組成が、質量％で、
Ｔｉ：０．０３％、
Ｃｕ：１．０％以下、
Ｎｉ：３．０％以下、
Ｃｒ：３．０％以下、
Ｍｏ：１．０％以下、
Ｂ ：０．００５％以下、
Ｎｂ：０．１％以下、および
Ｖ ：０．２％以下からなる群より選択される１または２以上をさらに含有する、請求項５に記載の鋼板の製造方法。 - 前記成分組成が、質量％で、
Ｃａ：０．００５％以下、
ＲＥＭ：０．０２％以下、および
Ｍｇ：０．００５％以下からなる群より選択される１または２以上をさらに含有する、請求項５または６に記載の鋼板の製造方法。
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