JP5092358B2

JP5092358B2 - 高強度高靱性鋼板の製造方法

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Publication number: JP5092358B2
Application number: JP2006303667A
Authority: JP
Inventors: 信行石川; 豊久新宮
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 2006-11-09
Filing date: 2006-11-09
Publication date: 2012-12-05
Anticipated expiration: 2026-11-09
Also published as: JP2008121036A

Description

本発明は、ラインパイプや海洋構造物、造船、建築、土木、建設機械、等の分野で使用される、高強度高靱性鋼板とその製造方法に関するものであり、特に、冷間成形時の成形性に優れた材質ばらつきの小さな高強度高靱性鋼板とその製造方法に関する。

近年、パイプラインやその他の鋼構造物においては、施工コストの削減のため高強度の鋼材が要求されているだけでなく、寒冷地の開発が進んでいることから、母材および溶接部の靭性が優れた鋼材が必要とされている。さらに、これらの要求に加え、鋼管の円周溶接の作業効率を高めたり、また高精度の構造設計を行ったりするためには、寸法精度の高い鋼管や鋼部材が要求されている。ＵＯＥ鋼管等冷間成形によって製造される鋼管や、切断や冷間成形など様々な加工を受けて製造される鋼部材の寸法精度は、それに用いる鋼板の材質ばらつきや残留応力の影響を強く受けるため、強度や延性などの材質ばらつきや残留応力の小さな鋼板を用いることが、寸法精度を向上するためにきわめて有効である。

材質ばらつきの低減に対しては、従来、鋼板製造条件の厳格管理等、生産管理面での対応がなされており、大量製造した場合の材質ばらつき、特に強度のばらつき低減が計られているが、上述の寸法精度向上のためには、個々の鋼板の板内においても材質ばらつきを低減することが必要である。

一般に、引張強度が５７０ＭＰａ以上の高強度鋼板は加速冷却によって製造されており、鋼板の長手方向端部が過冷却されやすく、長手方向端部の強度が中央部に比較して高くなりやすい。また、圧延前の加熱炉でスラブの長手方向端部が過加熱されたことに起因して、長手方向端部の強度が中央部に比較して高くなる場合もある。

これらのバラツキを低減するための対策としては、特許文献１には、加速冷却を２段階に分けて加速冷却を行い、前段と後段の冷却の間に空冷区間を設けることで、温度ムラを低減する方法が開示されている。この方法は、材質ばらつき低減に対して一定の効果があるものの、後段の冷却では依然として板長方向の温度ムラを生じるため、材質ばらつきは十分に解消することはできない。

そのため、加速冷却によって製造した鋼板の強度ばらつき低減、特に鋼板の長手方向端部で強度が高すぎた部分を軟化させる方法として、従来から、加速冷却後に焼戻しを行う方法がとられていた。この焼戻し処理は、鋼板をガス燃焼炉に装入してバッチ処理するか、トンネル炉に通板させることにより実施されている。この方法では、一般に焼戻し前の強度が高い部分の方が焼戻しによる軟化量が大きいので、焼戻し後の強度の差が縮まるが、焼戻す必要のない部分の強度も低下するという問題があり、さらに、焼戻し処理に時間を要するため、炭化物が粗大化し靱性の劣化、特にＤＷＴＴ性能の劣化を生じていた。

靱性を劣化させない焼戻し方法としては、特許文献２に加速冷却装置と同一の製造ライン上に設置された誘導加熱装置を用いて急速加熱焼戻しを行う方法が開示されている。この方法によれば、焼戻し時に生成する炭化物が微細になるため、高靱性の鋼板を得ることが可能であるが、鋼板を均一に加熱するために、板内の強度ばらつきの低減に関しては効果がない。また、加速冷却過程での冷却停止温度を２００℃程度以下の温度として、誘導加熱前のミクロ組織をマルテンサイトとすることで、急速加熱焼戻しによる炭化物微細化が図られるが、冷却停止温度が高くベイナイト主体の組織となる場合は、焼戻しによって炭化物が粗大化し、靱性が劣化する場合がある。

また上記の問題を解決するため、特許文献３には、加速冷却後の焼戻しを高周波誘導加熱で行う際に、鋼板の長手方向に加熱方法を変化させる焼戻し方法が提案されている。この方法により、鋼板の長手方向端部などの強度が高すぎる部分のみの強度を低減できるため、強度ばらつきの大幅な低減が可能となる。しかしながら、その効果を十分に得るためには加速冷却後の鋼板板長方向の強度分布を正確に予測して、強度が高い部分のみを適切な温度に加熱する必要があり、強度ばらつきの小さな鋼板を安定的に得ることは困難であった。

誘導加熱装置を適用した鋼板の製造方法として、特許文献４や特許文献５には、加速冷却後に鋼板表面を内部より高い温度に加熱する耐サワーラインパイプ用鋼板の製造方法が開示されている。これらの方法によれば加速冷却によって硬化した表層部の硬度が低減でき、鋼板の板厚方向の硬さ分布が平準化されるが、耐サワー性能に優れるベイナイト主体の組織とするために、比較的高い温度域から加速冷却を開始する必要があり、鋼板の長手方向の強度ばらつきは改善されないままであった。
特開昭６２−４７４２６号公報特開平４−３５８０２２号公報特開２００３−２７１３６号公報特開２００２−３２７２１２号公報特開２００３−１３１３８号公報

本発明は上記事情に鑑みなされたもので、引張強度が５７０ＭＰａ以上の強度と優れた母材及びＨＡＺ靱性を有し、さらに鋼板内の強度のバラツキを低減することで優れた成形性を有する高強度高靱性鋼板及びその製造方法を提供することを目的とする。

発明者等は、加速冷却によって生じる鋼板内の材質ばらつきの要因を、そのミクロ組織変化の観点から詳細に調査した結果、以下の知見を得るに至った。加速冷却時の鋼板長手方向端部の強度上昇は、上述の通り過冷却、すなわち冷却終了温度の低下によるが、このとき、鋼板内部より鋼板表層部の温度低下が大きくなるため、鋼板表層部が島状マルテンサイト（ＭＡ）を含んだ組織となり、表層部の硬度が大幅に上昇する。

図１に０．０７％Ｃ−１．７％Ｍｎを含有する鋼板の加速冷却後の板厚方向硬度分布を鋼板長手方向の端部と中央部で測定した例を示す。長手方向端部は中央部に比べ表層部の硬度が高くなっており、そのため、鋼板の全厚強度も上昇する結果となっている。

図２は表層部を２段エッチングにより腐食し、ＳＥＭによって観察した結果であるが、表層部は島状マルテンサイトを含んだ組織となっている。一方、鋼板の板厚中心部は島状マルテンサイトがみられるもののその体積分率は小さく、鋼板内のミクロ組織の不均一性が、鋼板材質ばらつきの原因の一つであるといえる。

上述のミクロ組織の不均一性、具体的には鋼板表層部の島状マルテンサイトの量を抑制することで、材質ばらつきの小さな鋼板を得ることが可能であるが、そのためには、加速冷却によって表層部に生成した島状マルテンサイトを焼戻すことが有効である。しかし、一般的な燃焼炉による焼戻しや、特許文献２に開示された誘導加熱による焼戻しでは、鋼板の板厚方向中心部まで加熱されるため、前述のように強度の高い鋼板長手方向端部以外の強度も低下するため、鋼板の強度ばらつきは十分に低減されない。

この問題を解決するためには、加速冷却後の鋼板を焼戻す際に、鋼板表層部の焼戻し温度を、鋼板の板厚方向中央部に比べ高くすればよく、加熱温度を鋼板表層部と板厚方向中央部の最適な範囲にコントロールすることで、鋼板の板厚方向でミクロ組織変化が小さな鋼板を得ることが可能となり、これによって鋼板内の材質ばらつきの低減が可能となる。上記のように鋼板表層部と内部とで異なる温度の加熱を行うためには、高周波誘導加熱を用いることが効果的である。

図３は図１と同様の成分系で、ほぼ同様の圧延−加速冷却を行った後、誘導加熱により鋼板表面の最高加熱温度を５５０℃、鋼板平均加熱温度を４４０℃に加熱を行った鋼板の板厚方向硬度分布を示す。また、このときの鋼板表層部のミクロ組織を図４に示す。図２の加速冷却ままの鋼板表層部で見られるような島状マルテンサイト組織は見られず、鋼板表層部と板厚方向中央部で均一なミクロ組織が得られている。そして、図３に示すように、鋼板の長手方向端部と長手方向中央部のいずれも、表層部と板厚方向中央部との硬度の差が小さくなっている。また、鋼板の板厚方向中央部の加熱温度を制限することで、鋼板全体の強度低下を抑制することができ、板長手方向の強度ばらつき低減か可能となる。

また、鋼板の板長手方向の強度ばらつきだけでなく、板厚方向の硬度差が小さいため、冷間成形時の曲げ加工性がよく、さらには加速冷却で導入される内部歪に起因する残留応力が、その後の誘導加熱によって低減されるため、冷間成形性がよく、成形後の寸法精度が大幅に改善されるものである。

本発明は、上記の知見に基づきなされたもので、
第一の発明は、質量％で、Ｃ：０．０６〜０．１２％、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：０．５〜２．５％、Ａｌ：０．０８％以下、Ｎｂ：０．００５〜０．０２５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼を、１０００〜１２００℃に加熱し、熱間圧延を行った後、冷却開始温度が鋼板表面温度で（Ar₃+10℃）以下、冷却停止温度が鋼板平均温度で３００〜５５０℃となる加速冷却を行い、次いで誘導加熱により鋼板表面温度で５００〜７００℃、鋼板平均温度で５８０℃未満に加熱することを特徴とする高強度高靱性鋼板の製造方法である。

第二の発明は、さらに質量％で、Ｃｕ：０．５％以下、Ｎｉ：１％以下、Ｃｒ：０．５％以下、Ｍｏ：０．５％以下、Ｖ：０．１％以下、Ｃａ：０．００１〜０．００３％の中から選ばれる１種または２種以上を含有することを特徴とする第一の発明に記載の高強度高靱性鋼板の製造方法である。

第三の発明は、第一の発明または第二の発明に記載の方法で製造された、引張強度５７０ＭＰａ以上の鋼板であって、鋼板表層部の金属組織が、島状マルテンサイトの体積分率は３％以下、残部はベイナイトまたはベイナイトとフェライトの混合組織であることを特徴とする高強度高靱性鋼板である。

本発明によれば、引張強度５７０ＭＰａ以上の高強度と高い溶接部靭性を有し、かつ鋼板長手方向の強度バラツキ大幅に低減でき、さらに板厚方向の硬さのバラツキも低減できるため冷間成形性の優れた鋼板が得られる

以下に本発明の各構成要件の限定理由について説明する。
１．化学成分について
はじめに本発明の高強度高靱性鋼板が含有する化学成分の限定理由を説明する。なお、成分％は全て質量％を意味する。

Ｃ：０．０６〜０．１２％
Ｃは、加速冷却によって製造される鋼板の強度を高めるために最も有効な元素である。しかし、０．０６％未満では十分な強度を確保できず、０．１２％を超えると靱性や溶接性を劣化させる。従って、Ｃ量は０．０６〜０．１２％の範囲とする。

Ｓｉ：０．５％以下
Ｓｉは脱酸のために添加するが、０．５％を越えると靭性や溶接性を劣化させる。従ってＳｉ量は０．５％以下の範囲とする。

Ｍｎ：０．５〜２．５％
Ｍｎは鋼の強度および靭性の向上のため添加するが、０．５%未満ではその効果が十分ではなく、２．５％を越えると溶接性が劣化する。従って、Ｍｎ量は０．５〜２．５％の範囲とする。

Ａｌ：０．０８％以下
Ａｌは脱酸剤として添加されるが、０．０８％を超えると清浄度の低下により延性を劣化させる。従って、Ａｌ量は０．０８％以下とする。

Ｎｂ：０．００５〜０．０２５％
Ｎｂは、圧延時の粒成長を抑制し、微細粒化により靭性を向上させる。しかし、Ｎｂ量が０．００５％未満ではその効果がなく、０．０２５％を超えると溶接熱影響部の靭性が劣化する。従って、Ｎｂ量は０．００５〜０．０２５％の範囲とする。

Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％
Ｔｉは、ＴｉＮを形成してスラブ加熱時の粒成長を抑制するだけでなく、溶接熱影響部の粒成長を抑制し、母材及び溶接熱影響部の微細粒化により靭性を向上させる。しかし、Ti量が０．００５％未満ではその効果がなく、０．０２５％を越えると靭性を劣化させる。従って、Ｔｉ量は０．００５〜０．０２５％の範囲とする。
本発明では上記の化学成分の他に、以下の元素を選択元素として添加することができる。

Ｃｕ：０．５％以下
Ｃｕは、靭性の改善と強度の上昇に有効な元素であるが、０．５％を超えて添加すると溶接性が劣化する。従って、Ｃｕを添加する場合は０．５％以下とする。

Ｎｉ：１％以下
Ｎｉは、靭性の改善と強度の上昇に有効な元素であるが、１％を超えて添加すると溶接性が劣化する。従って、Niを添加する場合は１．０％以下とする。

Ｃｒ：０．５％以下
Ｃｒは、焼き入れ性を高めることで強度の上昇に有効な元素であるが、０．５％を超えて添加すると溶接性を劣化させる。従って、Ｃｒを添加する場合は０．５％以下とする。

Ｍｏ：０．５％以下
Ｍｏは、靭性の改善と強度の上昇に有効な元素であるが、０．５％を超えて添加すると溶接性が劣化する。従って、Ｍｏを添加する場合は０．５％以下とする。

Ｖ：０．１％以下
Ｖは靭性を劣化させずに強度を上昇させる元素であるが、０．１％を超えて添加すると溶接性を著しく損なう。従って、Ｖを添加する場合は、０．１％以下とする。

Ｃａ：０．００１〜０．００５％
Ｃａは硫化物系介在物の形態を制御し、延性を改善するために有効な元素であるが、０．００１％未満ではその効果がなく、０．００５％を超えて添加しても効果が飽和し、むしろ清浄度の低下により靱性を劣化させる。従って、Ｃａ量は０．００１〜０．００５％の範囲とする。
不純物元素として含まれるＰ，Ｓは特に規定されないが、より高い靱性を得るためには以下の範囲とすることが望ましい。

Ｐ：０．０２％以下
Ｐは不可避的不純物として含まれるが、Ｐの含有量が増えると靭性及び溶接性を劣化させるため、Ｐ量の上限は0.02%とする。

Ｓ：０．００３％以下
Ｓも不可避的不純物として含まれるが、Ｓの含有量が増えると靱性及び延性を劣化させるため、Ｓ量の上限は０．００３％とする。

なお、本発明の鋼の残部は実質的にＦｅであり、上記以外の元素及び不可避不純物については、本発明の効果を損なわない限り含有することができる。

２．製造条件について
本発明は、上述した化学成分を含有する鋼スラブを、加熱し熱間圧延を行った後、加速冷却を施し、引き続いて誘導加熱による焼戻しを行う製造方法である。以下に、鋼板の製造条件の限定理由について説明する。

スラブ加熱温度：１０００〜１２００℃
スラブ加熱温度は、１０００℃未満では十分な強度が得られず、１２００℃を越えると、靱性やＤＷＴＴ特性が劣化する。従って、スラブ加熱温度は１０００〜１２００℃の範囲とする。

熱間圧延工程において、高い母材靱性を得るには圧延終了温度は低いほどよいが、その反面圧延能率が低下するため、圧延終了温度は必要な母材靱性と圧延能率を鑑みて任意に設定できる。また，高い母材靱性を得るためには未再結晶温度域での圧下率を６０％以上とすることが望ましい。

冷却開始時の鋼板表面温度：（Ar₃+10℃）以下
熱間圧延後に加速冷却を行うが、冷却開始時の鋼板表面温度が（Ar₃+10℃）を超えると、表層部の硬度が上昇し成形性が劣化するだけでなく、板長手方向の強度バラツキが大きくなりやすい。よって、冷却開始時の鋼板表面温度は（Ar₃+10℃）以下とする。
ここで、Ar₃温度は鋼の成分から、下記式（１）で与えられる。

Ar₃(℃)=910-310C(%)-80Mn(%)-20Cu(%)-15Cr(%)-55Ni(%)-80Mo(%)・・・・・（１）
なお、冷却開始温度の下限は特に規定しないが、加速冷却の開始温度が低くなりすぎると、フェライトの面積率が高くなり強度低下をまねくため、冷却開始温度は600℃以上とすることが望ましい。

冷却停止時の鋼板平均温度：３００〜５５０℃
加速冷却は，ベイナイト変態によって高強度を得るために重要なプロセスである。しかし、冷却停止時の鋼板平均温度が５５０℃を超えると、ベイナイト変態が不十分であり、十分な強度が得られない。また，冷却停止時の鋼板平均温度が３００℃未満では，鋼板表層部の硬度が高くなりすぎるだけでなく、鋼板に歪みを生じやすくなり成形性が劣化する。よって、冷却停止時の鋼板平均温度は３００〜５５０℃の範囲とする。

本発明は加速冷却に引き続き、誘導加熱による焼戻しを行う。ここで、誘導加熱装置を用いるのは、急速な加熱が可能で、さらに本発明の重要な要件である鋼板の加熱温度を、鋼板表層部と板厚中央部とで変化させることが可能であるためである。

誘導加熱装置により鋼板を加熱した場合の、鋼板表面温度と鋼板中心温度の時間による変化の様子を、図５に模式図で示す。誘導加熱は鋼材の表層部が誘導電流により発熱し、熱伝導によって鋼板内部の温度が上昇する。そのため、誘導加熱中は鋼板中心部に比べ鋼板表層部が大きく温度上昇するが、誘導加熱が終了すると熱伝導によって表層部の温度が急激に低下し、鋼板中心部の温度は上昇してくる。そして、誘導加熱を終了し、数秒で鋼板表面と鋼板中心の温度がほぼ等しくなる。

本発明においては，誘導加熱時の鋼板表面温度は、誘導加熱終了直後の鋼板表面温度の実測値とする。また、鋼板平均加熱温度は誘導加熱終了後で、鋼板中心温度と鋼板表面温度がほぼ等しくなったときの、鋼板表面温度の実測値とする。

なお、本願特許は、誘導加熱により鋼板表層部を鋼板中心部より高い温度に加熱することが特徴であるが、鋼板の板厚が薄くなると、表層部と中心部の温度差が小さくなるため、期待される効果が得られない。よって、鋼板の板厚は１２ｍｍ以上とすることが望ましい。

以下に、誘導加熱による加熱条件の限定理由を説明する。

鋼板表面温度：５００〜７００℃
鋼板表層部の加熱によって、加速冷却によって生成した島状マルテンサイトが分解され、表層部の硬度が低減される。しかし、表面温度が５００℃未満では島状マルテンサイトの分解が十分でないため、硬度低下が不十分であり、また、７００℃を超えると、鋼板中央部の加熱温度も上昇するため大きな強度低下をまねく。よって、誘導加熱での鋼板表面温度は５００〜７００℃の範囲とする。

鋼板平均加熱温度：５８０℃未満
誘導加熱によって鋼板中央部が加熱されると、焼戻しによる強度低下を招くため、鋼板中央部の加熱温度は低いほどよい。しかし、５８０℃未満の温度なら大きな強度低下を生じないため、鋼板平均加熱温度は５８０℃未満とする。

３．金属組織について
本発明では加速冷却後の加熱処理によって鋼板表面部の硬度が低下し，板厚方向の硬度分布が平滑化されるが，鋼板表層部の金属組織は以下のように規定する。

表層部の島状マルテンサイトの体積分率：３％以下
島状マルテンサイト（ＭＡ）は加速冷却によって生成する組織であり、島状マルテンサイトが生成することで硬度が大きく上昇する。しかし、体積分率で３％未満なら鋼板中央部との硬度差が十分小さくなるので、島状マルテンサイトの体積分率の上限は３％とする。

表１に示す化学成分の鋼（鋼種Ａ〜Ｋ）を連続鋳造法によりスラブとし、これを用いて板厚２０ｍｍ，または３０mmの厚鋼板（Ｎｏ.１〜２２）を製造した。

加熱したスラブを熱間圧延により圧延した。熱間圧延後の鋼板の長さは，板厚２０ｍｍの場合は３８ｍ，板厚３０ｍｍの場合は２５ｍとした。熱間圧延後直ちに水冷型の加速冷却設備を用いて冷却を行い、加速冷却設備と同一ライン上に設置した誘導加熱炉を用いて再加熱を行った。また，一部の鋼板は比較のため再加熱を行わなかった。各鋼板（Ｎｏ.１〜２２）の製造条件を表２に示す。

以上のようにして製造した鋼板の引張特性は、圧延垂直方向の全厚試験片を引張試験片として引張試験を行い、引張強度を測定した。引張強度５７０MPa以上を本発明に必要な強度とした。ここで，鋼板内の強度のバラツキを確認するため，鋼板の長手方向端部及び長手方向中央部から引張試験片を採取し、その差を強度バラツキとした。

さらに鋼板長手方向中央部について、鋼板の金属組織の観察及び硬さを測定した。鋼板表層部の組織は、ナイタールエッチング後、電解エッチングを行い（２段エッチング）島状マルテンサイト（MA）の面積分率を測定した。硬さ試験は荷重１０ｋｇのビッカース硬度計を用いて、鋼板表層部（表面下１ｍｍ）及び板厚中央部の硬さを測定した。そして、その差を硬さのバラツキとした。ここで、引張強度のバラツキが２０ＭＰａ以下、及び硬さのバラツキがＨＶ４０以下のものを本発明例とした。

溶接熱影響部（ＨＡＺ）靭性については、再現熱サイクル装置によって入熱４０kJ/cmに相当する熱履歴を加えた試験片を用いて種々の温度でシャルピー試験を行った。そして、脆性破面率５０％となる温度を破面遷移温度（ｖＴｒｓ）として求めた。そして、ｖＴｒｓが０℃以下を本発明の範囲とした。

表２において、本発明例であるＮｏ.１〜１０はいずれも、化学成分および製造方法及びミクロ組織が本発明の範囲内であり、引張強度５７０MPa以上の高強度でかつ鋼板内の強度バラツキが２０ＭＰａ以下と小さい。さらに，板厚方向の硬さのバラツキも小さいため冷間成形時の曲げ加工性がきわめて良好といえる。そして，溶接熱影響部靭性も良好であった。

一方，Ｎｏ.１１〜１９は、化学成分は本発明の範囲内であるので溶接部靭性に優れているが、製造方法が本発明の範囲外であるため強度が不足するか、または、表層部の島状マルテンサイト（ＭＡ）量が本発明の範囲を超えるため、強度や硬さのバラツキが大きい。Ｎｏ.２０〜２３は化学成分が本発明の範囲外であるので、十分な強度が得られないか、溶接熱影響部靭性が劣っていた。

本発明によれば、引張強度５７０ＭＰａ以上の高強度と高い溶接部靭性を有し、かつ冷間成形性の優れた鋼板が得られるので、強度靱性と高い材質均質性と冷間成型後の寸法精度が必要とされるラインパイプや鋼構造物へ適用することができる。

加速冷却後の板厚方向硬度分布を説明する図である。加速冷却後の鋼板表層部のＳＥＭ観察写真である。誘導加熱後の板厚方向硬度分布を説明する図である。誘導加熱後の鋼板表層部のＳＥＭ観察写真である。誘導加熱時の鋼板表面と鋼板中心部の温度履歴を説明する模式図である。

Claims

質量％で、Ｃ：０．０６〜０．１２％、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：０．５〜２．５％、Ａｌ：０．０８％以下、Ｎｂ：０．００５〜０．０２５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼を、１０００〜１２００℃に加熱し、熱間圧延を行った後、冷却開始温度が鋼板表面温度で（Ａｒ_３＋１０℃）以下、冷却停止温度が鋼板平均温度で３００〜５５０℃となる加速冷却を行い、次いで誘導加熱により鋼板表面温度で５００〜６１２℃、鋼板平均温度で５８０℃未満に加熱することを特徴とする高強度高靱性鋼板の製造方法。
さらに質量％で、Ｃｕ：０．５％以下、Ｎｉ：１％以下、Ｃｒ：０．５％以下、Ｍｏ：０．５％以下、Ｖ：０．１％以下、Ｃａ：０．００１〜０．００３％の中から選ばれる１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の高強度高靱性鋼板の製造方法。
請求項１または請求項２に記載の方法で製造された、引張強度５７０ＭＰａ以上の鋼板であって、鋼板表層部の金属組織が、島状マルテンサイトの体積分率は３％以下、残部はベイナイトまたはベイナイトとフェライトの混合組織であることを特徴とする高強度高靱性鋼板。