JPH05295432A

JPH05295432A - オンライン加工熱処理による高強度高靭性鋼板の製造方法

Info

Publication number: JPH05295432A
Application number: JP12663592A
Authority: JP
Inventors: Hiroyasu Yokoyama; 泰康横山; Sadahiro Yamamoto; 定弘山本
Original assignee: NKK Corp; Nippon Kokan Ltd
Current assignee: JFE Engineering Corp
Priority date: 1992-04-21
Filing date: 1992-04-21
Publication date: 1993-11-09

Abstract

(57)【要約】【構成】重量％で、Ｃ：0.02〜0.10％，Si：0.02〜1.
00％，Mn；0.30〜2.50％，Ｐ≦0.04％，Ｓ≦0.02％，A
l：0.001 〜0.065 ％，Ｎ≦0.010 ％からなる鋼の厚板
圧延において、Ａc₃点〜1250℃に加熱し、圧延機の入側
と出側のオンライン上に設けた保温システムによりＡr₃
点〜未再結晶上限温度の温度域で70％以上の累積圧下率
を加え、圧延終了後にＡr₃点以上の温度から150 ℃〜
(Ａr₃−100)℃の冷却停止温度まで、20℃／秒の冷却速
度で加速冷却する。【効果】厚鋼板の強度及び靱性を改善するために、圧
延条件及び冷却条件を限定した。通常用いられる高価な
Niなどを添加せずに（またNiなどの添加による溶接性の
劣化もなしに) 強度及び靱性の大幅な向上をはかること
ができる。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】本発明は、オンライン加工熱処理
による高強度高靭性鋼板の製造方法に係り、炭素鋼及び
低合金鋼の厚板圧延において、圧延機の入側及び出側の
双方に保温システムを設置することにより圧延中の鋼板
の温度降下を抑制し、未再結晶温度以下Ar₃点以上で高
い累積圧下を加え、更に圧延後Ar₃点以上の温度から１
５０℃以上（Ar₃点−１００）℃の温度範囲で２０℃／
秒以上の高冷却速度で加速冷却を行い、鋼の強度・靭性
を大幅に向上しようとするものである。

【０００２】

【従来の技術】鋼の特性に関する要求は、近年ますます
厳しくなっており、一層の高強度、高靭性化が望まれて
おり、このような要求に対し、従来から制御圧延、制御
冷却を組み合わせた加工熱処理技術が広く行われてい
る。加工熱処理技術の基本思想は鋼の成分、加熱条件、
圧延条件、冷却条件の最適化により微細なフェライト
（α）もしくはベイナイト組織を得ることにあり、この
組織の微細化により高強度化、高靭性化を共に計ろうと
するものである。その中心は、オーステナイト（γ）低
温域の、γが再結晶を起こさない温度域（未再結晶温度
域）の圧延において累積圧下率をできるだけ高く確保
し、γ粒の伸展度を増し、多数の変形帯を導入すること
と、その後の制御冷却におけるγ／α変換比の調整によ
るαの細粒化もしくはベイナイトの微細化である。

【０００３】しかし、従来の制御圧延では、仕上板厚と
仕上温度が決まると圧延中の温度降下挙動は一義的に決
定されてしまい、制御圧延において最も重要な因子であ
るγ未再結晶温度域における最大累積圧下率が決定され
る。そのため、未再結晶γ域で７０％以上の高い累積圧
下率を取るような圧延は困難である。このγの未再結晶
域を広げ、この領域での累積圧下率を増加させる方法と
しては、Nb，Ti等のマイクロアロイを添加し、未再結晶
上限温度を上昇させる方法がある。現状0.０６％以下の
Nb、または0.１０％以下のTi添加が行われており、未再
結晶温度域が高温側に５０℃程度広がっている。しか
し、現状以上にこれらマイクロアロイの添加量を増加し
ても、その効果が飽和すること、また溶接性が著しく低
下することからこれ以上の添加は有効でなはい。

【０００４】一方熱間圧延ラインでの熱損失を防ぐ方
法、装置としては、特公昭41-9644 号、実公昭50-11778
号等が提案されているが、これらはいずれも圧延とその
前行程の間の鋼片搬送時の熱損失を防ぐ方法であり、圧
延中の温度降下を抑制するものではない。また圧延中に
加熱する方法としては特公平2-28477 が提案されている
が、これもクラッド圧延時に合せ材のみを急速加熱し積
極的に板厚方向に温度差をつけて圧延を行うものであ
り、圧延中の鋼板の温度降下を抑制するものではない。

【０００５】圧延後の鋼板の加速冷却時に冷却速度を増
すことによる高強度化については、例えば特公昭58-301
2 の第３図に示されるように、冷却速度２５℃／秒まで
は連続的に強度が上昇し、靭性は２０℃／秒までは変化
せず、それ以上の速度で悪化するという結果を示してお
り、本発明のような炭素鋼、低合金鋼の成分系で未再結
晶温度域での累積圧下率を多く取り、さらに高冷却速度
で冷却することにより高強度だけでなく、高靭性化も同
時に達成するものではない。

【０００６】

【発明が解決しようとする課題】上記したような従来の
制御圧延では圧延中の鋼板の冷却速度の抑制あるいは制
御ができないため、仕上温度と仕上板厚が決まると材質
に大きな影響を及ぼす未再結晶域での累積圧下率が決定
されてしまい、それ以上の材質向上には、高価な合金元
素を添加するか加速冷却を用いなければならなかった。
加速冷却を用いる方法は合金元素添加よりも安価である
が、この手段では強度のみが変化し、靭性の向上は望む
ことが困難であった。

【０００７】従って高強度高靭性鋼板を製造するには、
適切量の合金添加と加速冷却の組合せの最適化を行って
いるが、特に高靭性を要求される場合には、加速冷却で
は対応できないことから高価なNi等の合金を多量に添加
せねばならず、高価な鋼となり、また合金添加量が増え
ることから溶接性の劣化は避けられないものとなる。

【０００８】上記のような条件下で、本出願人側におい
ては、特願平3-205225の如きを提案し、このものは本発
明と同様に保温システムにより特定温度域における集中
圧延による鋼の高靭性化を図っているが、圧延後の鋼板
の冷却速度は空冷〜１０℃／秒程度であり、かつその制
御冷却の目的も高強度化であって、冷却速度を変化させ
ても靭性は変化しておらず本発明のような成分系で、高
強度化のみならず高靭性化を図ることができない。

【０００９】

【課題を解決するための手段】本発明は、上記したよう
な従来技術の問題点を解決するために検討を重ねて創案
されたものであって、制御圧延を行う圧延機の入側と出
側の双方に保温システムを設置し圧延中の温度降下を抑
制し、Ar₃点以上未再結晶温度以下の温度域において充
分な累積圧下率を加え、更に圧延後、Ar₃点以上の温度
から１５０℃以上（Ar₃点−１００）℃以下の温度まで
急速冷却することにより、鋼の大幅な特性向上を図るこ
とに成功したものであって、以下の如くである。

【００１０】（１）重量％で、Ｃ：0.０２〜0.１０
％、Si：0.０２〜1.００％、Mn：0.３０〜2.５０％、
Ｐ：0.０４％以下、Ｓ：0.０２％以下、Al：0.００１〜
0.０６５％、Ｎ：0.０１０％以下を含有し、残部がFe及
び不可避不純物からなる鋼の厚板圧延において、Ac₃点
以上１２５０℃以下に加熱し、圧延機の入側及び出側の
オンライン上に設置した保温システムによりAr₃点以上
未再結晶上限温度以下の温度域において７０％以上の累
積圧下率を加え、圧延終了後、Ar₃点以上の温度から１
５０℃以上（Ar₃点−１００）℃以下の温度まで、２０
℃／秒以上の冷却速度で加速冷却を行うことを特徴とす
るオンライン加工熱処理による高強度高靭性鋼板の製造
方法。

【００１１】（２）重量％で、Cu：0.０５〜2.０％、
Ni：0.０５〜2.０％、Cr：0.０５〜2.０％、Mo：0.０１
〜0.５％、Ｖ：0.０１〜0.２％、Nb：0.００３〜0.０６
％、Ti：0.００５〜0.０３％、Ｂ：0.００３０％以下の
何れか１種または２種以上をも含有する鋼を用いること
を特徴とする前記（１）項に記載のオンライン加工熱処
理による高強度高靭性鋼板の製造方法。

【００１２】（３）重量％で、Ca：0.００５％以下を
も含有することを特徴とする前記（１）項に記載のオン
ライン加工熱処理による高強度高靭性鋼板の製造方法。

【００１３】（４）重量％で、Ca：0.００５％以下を
も含有することを特徴とする前記（２）項に記載のオン
ライン加工熱処理による高強度高靭性鋼板の製造方法。

【００１４】

【作用】本発明は上述したような従来の課題を解決する
ため、従来とは全く別の観点から検討を加えたものであ
って、従来はγの未再結晶温度域での圧下率を増加させ
るために、マイクロアロイ添加により未再結晶温度域を
拡大することに重点が置かれていたのに対し、本発明
は、今まで全く検討されていなかった圧延中の温度降下
を抑制することにより、鋼種によって決まっている未再
結晶温度域での累積圧下率を増大し、更に圧延後、高冷
速の加速冷却を施すものである。圧延中の温度降下の抑
制については、鋼板表面からの熱損失を抑制することに
より、板厚方向の温度分布を極力均一に保ちながら全体
の温度降下を抑制するものである。さらに圧延後の加速
冷却において、冷却速度を高冷速とすることにより組織
を十分に微細にし、靭性を大幅に改善する。

【００１５】より具体的に言うならば、本発明は、炭素
鋼あるいは低合金鋼の厚板圧延においてライン上に保温
システムを設置し、未再結晶温度以下Ar₃点以上の温度
域において７０％以上の累積圧下を加え、さらに圧延後
Ar₃点以上の温度から１５０℃以上（Ar₃点−１００）
℃以下の温度範囲を２０℃／秒以上の冷却速度で加速冷
却して鋼の特性、特に強度・靭性のバランスを大幅に向
上させるオンライン加工熱処理方法である。従来よりγ
の未再結晶域での圧下率の増加にともない、鋼の強度・
靭性が向上すること、並びに圧延後の加速冷却により靭
性を劣化させることなく高強度化が図れることはよく知
られているが、γ未再結晶温度域での累積圧下率を７０
％以上確保した圧延を行った後に、加速冷却することに
よる高靭性化は今まで報告されていない。これは前述し
たように、通常の制御圧延では圧延中の鋼板の温度低下
のため、実操業においては未再結晶温度域で７０％以上
の累積圧下率を確保することが困難であったことによ
る。

【００１６】本発明においては、未再結晶温度域におけ
る累積圧下率が７０％以上であり、この領域で圧下率の
増加に伴い高冷却速度域で強度・靭性が連続的に向上す
るのは、次に述べる作用の相乗効果によるものである。
即ち一つには、γ粒の伸展度及び変形帯の密度が累積圧
下率の増加に伴い上昇し、変態時の核生成サイトとなり
うるγ粒界及び変形帯の単位体積当たりの面積（有効界
面積：Sv）が増加し、変態後の組織が微細化されるため
である。ただし、図１に示すように、未再結晶温度域で
の累積圧下率が７０％以上でないと得られる変態後の組
織が十分細かくならず、２０℃／秒以上の高速の加速冷
却を行っても靭性は向上しない。しかし、７０％以上の
累積圧下率を確保した場合には、粒径が非常に細かくな
っているため、２０℃／秒以上の高速の加速冷却を行わ
ないと粒成長を起こし、結果として高靭性が得られなく
なる。

【００１７】そこで高冷却速度の加速冷却を組合せるこ
とによりこの粒成長を抑制し、また特に高冷却速度にお
いては変態後の組織を均質な微細組織とすることによ
り、高靭性化を図っている。ここで冷却開始温度をAr₃
以上としているのは、Ac₃以下では組織がαとγの二相
組織となり、Ｃの濃化したγが高冷却速度により靭性を
劣化させるMA分率の多いベイナイトとなるためである。

【００１８】また冷却停止温度を規定しているのは、以
下に述べる理由によるものである。冷却停止温度が（Ar
₃点−１００）℃以上の場合、比較的高温であるために
冷却停止後に粒成長が起こり、結果として得られる組織
が細かくならず高強度・高靭性が得られなくなるためで
ある。また、冷却停止温度を１５０℃以下とすると、変
態後の組織中のMA分率が増加し、靭性が悪化する。従っ
て、冷却停止温度を１５０℃以上（Ar₃点−１００）℃
以下とすることにより、粒成長を抑制し、MAの発生を抑
えた高強度・高靭性の鋼板が得られるようになる。

【００１９】以上のようにγ未再結晶温度域での累積圧
下率の増大と圧延後の高速加速冷却システムの組合せに
よる高強度高靭性鋼板の製造においては、加熱条件、鋼
の成分系も重要な因子となる。以下にこれらの限定理由
を述べると以下の如くである。

【００２０】先ず、加熱温度の限定理由について言うな
らば、本発明の骨子は、最終的に得られる組織を出来る
だけ微細なαもしくは均質微細ベイナイトとすることに
ある。このためにはSvの増加が有効であり、加熱γ粒径
の粗大化を抑制するため、加熱温度の上限を１２５０℃
とする必要がある。また加熱下限温度は、圧延開始時の
組織をγ単相にしないと均質な細粒γ組織が得られない
のでAc₃点以上とする必要がある。

【００２１】次に、成分限定理由について述べると、Ｃ
は、0.０２〜0.１０％であって、このＣは強度を確保す
るという観点から0.０２％以上必要であるが、0.１０％
を超えると圧延後の加速冷却時に靭性を悪化するので0.
１０％以下とする必要がある。

【００２２】Si：0.０２〜1.００％。 Siは、製鋼時の脱酸のために0.０２％以上必要である
が、1.０％を超えると熱間加工性を著しく阻害するため
に、0.０２％以上1.０％以下とした。

【００２３】Mn：0.３０〜2.５０％。 Mnは、脱酸と強度の確保のため0.３０％以上必要である
が、2.５０％を超えると靭性を悪化するので0.３０％以
上2.５０％以下とすべきである。

【００２４】Ｐ：0.０４％以下。Ｐは、靭性を劣化する元素であるので0.０４％以下とし
た。

【００２５】Ｓ：0.０２％以下。Ｓは、主として介在物の形態をとって鋼中に存在し、靭
性を著しく劣化するので0.０２％以下とする必要があ
る。

【００２６】Al：0.００１〜0.０６５％。 Alは、脱酸剤として必要な元素であり、含有量が0.００
１％未満では脱酸剤としての効果がなく、0.０６５％を
超えると靭性、熱間延性を阻害するので0.００１％以上
0.０６５％以下とした。

【００２７】Ｎ：0.０１％以下。Ｎは、固溶することにより強度を上昇させるが、0.０１
％を超えると固溶Ｎが高くなりすぎ靭性の低下を招くの
で0.０１％以下とした。

【００２８】Cu，Ni，Cr：0.０５〜2.０％。 Cu，Ni，Crは、強度及び靭性を向上させる元素であり、
0.０５％以下ではその効果が得られず、またCuは2.０％
を超えると熱間加工性を劣化させ、Ni，Crは2.０％を超
えて含有させるのは経済性の観点から得策ではないので
0.０５％以上2.０％以下を必要に応じて添加できるもの
とする。

【００２９】Mo：0.０１〜0.５％。 Moは、固溶により強度と靭性を安定的に向上させる元素
であり、0.０１％以下ではその効果が得られず、0.５％
以上では逆に靭性を損なうため、0.０１％以上0.５％以
下を必要に応じて添加できる。

【００３０】Ｖ：0.０１〜0.２％。Ｖは、微細なＶ（Ｃ，Ｎ）を析出し、析出強化とフェラ
イト粒の微細化による微細化強化、高靭性化を行う元素
であり、0.０１％以下ではその効果が得られず、0.２％
以上では析出物が多くなりすぎ逆に靭性を劣化させるた
め、0.０１％以上0.２％以下を必要に応じて添加するも
のである。

【００３１】Nb：0.００３〜0.０６％。 Nbは、圧延時にＣ，Ｎと共に微細なNb（Ｃ，Ｎ）を析出
してγ／α変態で生成するフェライト粒を微細化し、析
出強化、細粒化強化、細粒化による高靭性化を成し得る
元素であり、また析出せずに固溶しているNbは、焼入性
を向上し、高強度化に寄与しているが0.００３％以下で
はその効果が得られず、0.０６％以上では析出物が粗大
化し、靭性に悪影響を与えるため、0.００３％以上0.０
６％以下を必要に応じて添加できるものとした。

【００３２】Ti：0.００５〜0.０３％。 Tiは、Ｎを固定し、TiＮを析出してα粒を微細化し、細
粒化による強化と靭性を向上させるため0.００５％以上
必要であるが、0.０３％を超えると析出物が粗大化して
靭性を向上させるため0.００５％以上0.０３％以下を必
要に応じて添加できる。

【００３３】Ｂ：0.００３０％以下。Ｂは、焼入性を向上する元素であり、高強度化に寄与し
ているだけでなく、粒界にすばやく偏析することによ
り、Ｐの粒界偏析による靭性劣化を抑制しているが、0.
００３０％以上でＢ化合物の粒界析出物が粗大化して靭
性を著しく劣化するため、0.００３０％以下とした。

【００３４】Ca：0.００５％以下。 Caは、MnＳを球状化する形態制御の効果を持つため、大
入熱溶接を行う場合には伸長したMnＳに拡散性水素が集
積することに起因する溶接割れを抑制する効果を有する
が、0.００５％以上添加すると逆に介在物となり靭性を
劣化するので必要に応じて0.００５０％以下を添加でき
るものとした。

【００３５】

【実施例】上記したような本発明について、その具体的
実施態様を説明すると、本発明は、具体的には、制御圧
延を行う圧延機の入側と出側の双方のライン上に保温シ
ステムを設置し、温度降下を抑制する。保温システム
は、パス間の放冷時における熱放射の抑制と、圧延ロー
ルまたはローラーテーブルとの接触による抜熱を補うた
め、ガスバーナーあるいは高周波加熱による保温方法が
望ましい。このようなガスバーナーあるいは高周波加熱
はあくまでも保温、つまりは鋼板の温度降下の抑制がそ
の目的であり、特公平2-28477 のように表層を急速加熱
して表層部と内部に極端な温度勾配をつけるようなもの
とは基本思想が全く異なるものである。この保温システ
ムについては図３に示すような、前述の特願平3-205225
で検討されている保温システムと同様のものが板厚方向
の温度分布を極力均一に保つためには望ましい。

【００３６】また、圧延後の加速冷却については、従来
は、靭性を劣化させずに高強度化を図ろうとするもので
あったが、本発明のような未再結晶温度域での累積圧下
率を７０％以上確保する圧延では、圧延後の加速冷却に
おいて冷却速度を高冷速化することにより、靭性の著し
い改善が図られることが判明した。即ち図１には、次の
表１に示す鋼Ａを用いて従来の制御圧延において９００
℃以下６０％の累積圧下を加えた場合と、圧延機の両側
に高周波タイプの保温システムを設置して制御圧延中の
温度降下を抑制し、従来の制御圧延では確保できない９
００℃以下９０％の累積圧下を加えた場合について圧延
後の加速冷却速度を0.５℃／秒（空冷）〜４０℃／秒と
変化させて冷却停止温度を５５０℃とした場合の結果を
示す。従来タイプの制御圧延では冷却速度によらず靭性
は一定値を示す。一方、９０％の累積圧下を取った圧延
材では、空冷時においても従来材よりも優れた靭性を示
すのみならず、冷却速度を高速化することによりさらに
高靭性を示す。特に、２０℃／秒以上の冷却速度におい
てこの靭性改善効果は顕著であり、空冷材と比較して６
０℃以上脆性破面遷移温度が改善されている。

【００３７】

【表１】

【００３８】また図２には前記表１の鋼Ａを用い、未再
結晶温度域で９０％の累積圧下率を取り、仕上温度を８
００℃として７９５℃から２０℃／秒の加速冷却を開始
した場合の冷却停止温度と機械的性質の関係を示すが、
冷却停止温度が１５０℃以上（Ar₃点−１００）℃以下
の範囲において高強度高靭性が得られているのに対し、
（Ar₃点−１００）℃以上の高温の場合強度が低く高靭
性も得られていない。また、冷却停止温度を１５０℃以
下とすると、高強度は得られるものの、靭性が劣化して
いる。従って、冷却停止温度を１５０℃以上（Ar₃点−
１００）℃以下とすることにより、高強度・高靭性の鋼
板が得られる。

【００３９】具体的実施例について説明すると以下の如
くである。（実施例１）次の表２に示す成分を有する炭素鋼Ｂを用
い、その製造条件を１〜７と種々に変えて製造した場合
の各条件と、その機械的性質は表３に示す如くである。
加熱温度が本発明範囲よりも高い条件１では最終的に得
られる組織が十分に微細化しないため、vTrs＝−８０℃
である。未再結晶温度域での累積圧下率が小さい条件２
でもやはりvTrs＝−５０℃となる。また、仕上り温度が
二相域にかかっている条件３、水冷開始温度が二相域に
かかっている条件４については強度が高くなっている
が、組織がフェライトとベイナイトの混合組織を示し、
vTrs＝−８３，−７５℃である。さらに冷却速度が１０
℃／秒と低冷却速度の条件５の場合、vTrs＝−９０℃と
なる。これらの比較例に対し、本発明の加熱圧延、冷却
条件を全て満足した条件６，７についてはいずれもvTrs
＜−１７０℃以下と非常に高靭性となっている。

【００４０】

【表２】

【００４１】

【表３】

【００４２】（実施例２）次の表４に示す成分の低合金
鋼Ｃ〜Ｆを用いた場合の鋼板製造条件とその機械的性質
は表５に示す如くである。これらの低合金鋼はNbを0.０
２〜0.０５％含有しているため、鋼Ｂと比較して未再結
晶温度が５０℃程高く９００℃となっている。この場合
でも加熱条件、圧延条件、冷却条件が本発明範囲を満足
していない条件ではvTrs＝−５５〜−１３０℃程度であ
るのに対し、本発明範囲を全て満足する条件ではvTrs＜
−１７９℃と高靭性を示す。

【００４３】

【表４】

【００４４】

【表５】

【００４５】（実施例３）次の表６に示す化学成分を有
する各種炭素鋼Ｇ〜Ｊについての製造条件と、それによ
って得られた鋼板の機械的性質は表７に示す如くであ
る。成分が本発明の範囲を満足している各鋼Ｇ，Ｈ，
Ｉ，Ｊは、加熱・圧延・冷却等の条件を全て満足した場
合にはvTrs＜−１７０℃と優れた靭性を示すが、一つで
も本発明範囲を外れるような条件では靭性が悪い。ま
た、この実施例の成分ではCaを添加して介在物の形態制
御を行っているため、シャルピー試験における吸収エネ
ルギーも高い値を示している。

【００４６】

【表６】

【００４７】

【表７】

【００４８】（実施例４）次の表８に示した成分を示す
低合金鋼Ｋ，Ｌ，Ｍ，Ｎ，Ｏ，Ｐの製造条件とその機械
的性質は表９に示す如くである。加熱・圧延・冷却等の
条件を全く満足した場合にはvTrs＜−１７０℃と優れた
靭性を示すが、一つでも本発明の範囲を外れるような条
件では靭性が悪い。また、この実施例の成分ではCaを添
加して介在物の形態制御を行っているため、シャルピー
試験における吸収エネルギーも高い値を示す。

【００４９】

【表８】

【００５０】

【表９】

【００５１】

【発明の効果】以上に示したような本発明によれば、炭
素鋼、低合金鋼の如きの厚鋼板製造において、適正な成
分、加熱温度、未再結晶温度以下Ar₃点以上の温度範囲
での７０％以上の累積圧下率、圧延Ar₃点以上からの２
０℃／秒以上の冷却速度による制御冷却を行うことによ
り、従来法に比較して靭性の大幅に向上した厚鋼板が適
切に製造し得るものであって、工業的にその効果の大き
い発明である。

【図面の簡単な説明】

【図１】冷却速度と機械的性質の関係を示した図表であ
る。

【図２】機械的性質に及ぼす冷却停止温度の影響を要約
して示した図表である。

【図３】保温システムの概要を示した説明図である。

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】重量％で、Ｃ：0.０２〜0.１０％、Si：
0.０２〜1.００％、Mn：0.３０〜2.５０％、Ｐ：0.０４
％以下、Ｓ：0.０２％以下、Al：0.００１〜0.０６５
％、Ｎ：0.０１０％以下を含有し、残部がFe及び不可避
不純物からなる鋼の厚板圧延において、Ac₃点以上１２
５０℃以下に加熱し、圧延機の入側及び出側のオンライ
ン上に設置した保温システムによりAr₃点以上未再結晶
上限温度以下の温度域において７０％以上の累積圧下率
を加え、圧延終了後、Ar₃点以上の温度から１５０℃以
上（Ar₃点−１００）℃以下の温度まで、２０℃／秒以
上の冷却速度で加速冷却を行うことを特徴とするオンラ
イン加工熱処理による高強度高靭性鋼板の製造方法。
【請求項２】重量％で、Cu：0.０５〜2.０％、Ni：0.
０５〜2.０％、Cr：0.０５〜2.０％、Mo：0.０１〜0.５
％、Ｖ：0.０１〜0.２％、Nb：0.００３〜0.０６％、T
i：0.００５〜0.０３％、Ｂ：0.００３０％以下の何れ
か１種または２種以上をも含有する鋼を用いることを特
徴とする請求項１に記載のオンライン加工熱処理による
高強度高靭性鋼板の製造方法。
【請求項３】重量％で、Ca：0.００５％以下をも含有
することを特徴とする請求項１に記載のオンライン加工
熱処理による高強度高靭性鋼板の製造方法。
【請求項４】重量％で、Ca：0.００５％以下をも含有
することを特徴とする請求項２に記載のオンライン加工
熱処理による高強度高靭性鋼板の製造方法。