JP2019173053A - 高強度高延性鋼板 - Google Patents
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Abstract
【課題】降伏強度、引張強度、降伏比及び低温靱性が優れると共に、伸び特性にも優れた高強度高延性鋼板を提供する。【解決手段】所定の化学成分組成を有し、所定式で表されるＰｃｍが０．３０以下、所定式で表されるＤＩが７．０以上、及び所定式で表されるＣｅｑが０．４５超であり、金属組織が、全組織に占める割合で、ベイナイト及びマルテンサイトの面積率が９０％以上、且つＭＡの面積率が５％以下であり、ベイナイト及びマルテンサイトの面積に対する炭化物の面積率が５％以下、且つ当該炭化物の平均円相当直径が０．１５μｍ以下であり、旧オーステナイト粒の圧延方向の長さを板厚方向の長さで除した値であるアスペクト比が３以上、２０以下であり、板幅方向において所定の特性を満足する、高強度高延性鋼板である。【選択図】なし
Description
本発明は、引張特性（降伏強度、引張強度、降伏比）が良好でありながら低温靭性に優れるだけでなく、伸び特性にも優れる高強度高延性鋼板に関する。
橋梁、船舶、海洋構造物、圧力容器、ラインパイプなどの溶接構造物材として用いられる降伏強度７００ＭＰａ以上の高張力鋼板には、強度のほか、優れた伸び特性と、−４０℃程度の寒冷地での使用のための良好な低温靭性（以下、単に「靱性」という場合がある）も併せて要求される場合がある。特に、伸び特性については、鋼板は角形鋼管のような曲げ内半径２．５ｔといった非常に厳しい冷間曲げ加工がなされる場合があるため、冷間曲げ加工性を向上させるために重要な特性である。
降伏強度７００ＭＰａ以上の高張力鋼板について、従来から種々技術が検討されている。
例えば、特許文献１には、引張強さが７８０ＭＰａ以上という高強度でありながら、母材靭性およびＨＡＺ靭性に優れた高張力鋼板が開示されている。
特許文献１に係る高張力鋼板では、Ｃを極低量に制限した上で、母材靭性、ＨＡＺ靭性に悪影響を与えるＮｂ、Ｖ、Ｍｏの添加を抑制し、焼き入れ性向上元素であるＭｎ、Ｎｉ、Ｃｕを積極的に添加することによって組織を熱間圧延後の冷却速度を特に制御することなく、高冷却速度から低冷却速度のいずれにおいてもベイニティックフェライトを主体とする組織を生成させるとともに、極低温圧延を積極的に行うことによってベイナイトブロックの微細化を図っている。
特許文献１に係る高張力鋼板では、Ｃを極低量に制限した上で、母材靭性、ＨＡＺ靭性に悪影響を与えるＮｂ、Ｖ、Ｍｏの添加を抑制し、焼き入れ性向上元素であるＭｎ、Ｎｉ、Ｃｕを積極的に添加することによって組織を熱間圧延後の冷却速度を特に制御することなく、高冷却速度から低冷却速度のいずれにおいてもベイニティックフェライトを主体とする組織を生成させるとともに、極低温圧延を積極的に行うことによってベイナイトブロックの微細化を図っている。
また、特許文献２には、溶接性（耐低温割れ性及びＨＡＺ靭性）に優れると共に、良好な母材靭性（特にｖＥ−１００≧１００Ｊ）も兼ね備えた高張力鋼板が開示されている。
特許文献２に係る高張力鋼板では、鋼組織を考慮したＫＰで表される式を用いて、更にＣ量を極低減化し、好ましくは更にＢを添加することにより耐低温割れ性と母材強度とを両立すると共に、旧γ粒の偏平率を制御して高い母材靭性を確保している。
特許文献２に係る高張力鋼板では、鋼組織を考慮したＫＰで表される式を用いて、更にＣ量を極低減化し、好ましくは更にＢを添加することにより耐低温割れ性と母材強度とを両立すると共に、旧γ粒の偏平率を制御して高い母材靭性を確保している。
しかしながら、特許文献１及び特許文献２では伸び特性について何ら検討されておらず、伸び特性が不十分である場合がある。
本発明は、このような状況に鑑みてなされたものであり、降伏強度、引張強度、降伏比及び低温靱性が優れると共に、伸び特性にも優れた高強度高延性鋼板を提供することを目的とするものである。
本発明の態様１は、
Ｃ： ０．０３５〜０．０７０質量％、
Ｓｉ：０．１０〜０．５５質量％、
Ｍｎ：１．５５〜２．２０質量％、
Ｐ： ０．０１００質量％以下（０質量％を含まない）、
Ｓ： ０．００５０質量％以下（０質量％を含まない）、
Ａｌ：０．０１５〜０．０５０質量％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３０質量％、
Ｎ： ０．００１０〜０．００６０質量％、
Ｃａ：０．０００５〜０．００４０質量％、
Ｂ： ０．０００３〜０．００３０質量％、
Ｃｕ：０．２０〜０．７０質量％、及び
Ｎｉ：１．０５〜２．００質量％、Ｃｒ：０．５５〜１．００質量％及びＭｏ：０．２０〜０．６０質量％からなる群から選択される１種以上を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、
下記式（１）で表されるＰｃｍが０．３０以下、
下記式（２）で表されるＤＩが７．０以上、及び
下記式（３）で表されるＣｅｑが０．４５超であり、
金属組織が、
ベイナイト及びマルテンサイトの面積率が９０％以上、且つＭＡ（Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ−Ａｕｓｔｅｎｉｔｅ ｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔ）の面積率が５％以下であり、
前記ベイナイト及びマルテンサイトの面積に対する炭化物の面積率が５％以下、且つ当該炭化物の平均円相当直径が０．１５μｍ以下であり、
旧オーステナイト粒の圧延方向の長さを板厚方向の長さで除した値であるアスペクト比が３以上、２０以下であり、
板幅方向において、
降伏強度ＹＰが７００ＭＰａ以上、
引張強度ＴＳが７８０〜９３０ＭＰａ、
降伏比ＹＲが８５％以上、
引張強度ＴＳと伸びＥＬの積ＴＳ×ＥＬが１５０００ＭＰａ％以上、及び
−４０℃におけるシャルピー吸収エネルギーｖＥ−４０が１００Ｊ以上であり、且つ破壊面中のセパレーション長さが１ｍｍ以上、１００ｍｍ以下である、高強度高延性鋼板である。
Ｐｃｍ＝［Ｃ］＋［Ｓｉ］／３０＋［Ｍｎ］／２０＋［Ｃｕ］／２０＋［Ｎｉ］／６０＋［Ｃｒ］／２０＋［Ｍｏ］／１５＋［Ｖ］／１０＋５×［Ｂ］ ・・・（１）
ＤＩ＝１．１６×（［Ｃ］／１０）０．５×（０．７×［Ｓｉ］＋１）×（５．１×（［Ｍｎ］−１．２）＋５）×（０．３５×［Ｃｕ］＋１）×（０．３６×［Ｎｉ］＋１）×（２．１６×［Ｃｒ］＋１）×（３×［Ｍｏ］＋１）×（１．７５×［Ｖ］＋１）×（２００×［Ｂ］＋１） ・・・（２）
Ｃｅｑ＝［Ｃ］＋［Ｓｉ］／２４＋［Ｍｎ］／６＋［Ｎｉ］／４０＋［Ｃｒ］／５＋［Ｍｏ］／４＋［Ｖ］／１４ ・・・（３）
ただし、［Ｃ］，［Ｓｉ］，［Ｍｎ］，［Ｃｕ］，［Ｎｉ］，［Ｃｒ］，［Ｍｏ］，［Ｖ］及び［Ｂ］は、それぞれＣ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｖ及びＢの含有量（質量％）を示す。
Ｃ： ０．０３５〜０．０７０質量％、
Ｓｉ：０．１０〜０．５５質量％、
Ｍｎ：１．５５〜２．２０質量％、
Ｐ： ０．０１００質量％以下（０質量％を含まない）、
Ｓ： ０．００５０質量％以下（０質量％を含まない）、
Ａｌ：０．０１５〜０．０５０質量％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３０質量％、
Ｎ： ０．００１０〜０．００６０質量％、
Ｃａ：０．０００５〜０．００４０質量％、
Ｂ： ０．０００３〜０．００３０質量％、
Ｃｕ：０．２０〜０．７０質量％、及び
Ｎｉ：１．０５〜２．００質量％、Ｃｒ：０．５５〜１．００質量％及びＭｏ：０．２０〜０．６０質量％からなる群から選択される１種以上を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、
下記式（１）で表されるＰｃｍが０．３０以下、
下記式（２）で表されるＤＩが７．０以上、及び
下記式（３）で表されるＣｅｑが０．４５超であり、
金属組織が、
ベイナイト及びマルテンサイトの面積率が９０％以上、且つＭＡ（Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ−Ａｕｓｔｅｎｉｔｅ ｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔ）の面積率が５％以下であり、
前記ベイナイト及びマルテンサイトの面積に対する炭化物の面積率が５％以下、且つ当該炭化物の平均円相当直径が０．１５μｍ以下であり、
旧オーステナイト粒の圧延方向の長さを板厚方向の長さで除した値であるアスペクト比が３以上、２０以下であり、
板幅方向において、
降伏強度ＹＰが７００ＭＰａ以上、
引張強度ＴＳが７８０〜９３０ＭＰａ、
降伏比ＹＲが８５％以上、
引張強度ＴＳと伸びＥＬの積ＴＳ×ＥＬが１５０００ＭＰａ％以上、及び
−４０℃におけるシャルピー吸収エネルギーｖＥ−４０が１００Ｊ以上であり、且つ破壊面中のセパレーション長さが１ｍｍ以上、１００ｍｍ以下である、高強度高延性鋼板である。
Ｐｃｍ＝［Ｃ］＋［Ｓｉ］／３０＋［Ｍｎ］／２０＋［Ｃｕ］／２０＋［Ｎｉ］／６０＋［Ｃｒ］／２０＋［Ｍｏ］／１５＋［Ｖ］／１０＋５×［Ｂ］ ・・・（１）
ＤＩ＝１．１６×（［Ｃ］／１０）０．５×（０．７×［Ｓｉ］＋１）×（５．１×（［Ｍｎ］−１．２）＋５）×（０．３５×［Ｃｕ］＋１）×（０．３６×［Ｎｉ］＋１）×（２．１６×［Ｃｒ］＋１）×（３×［Ｍｏ］＋１）×（１．７５×［Ｖ］＋１）×（２００×［Ｂ］＋１） ・・・（２）
Ｃｅｑ＝［Ｃ］＋［Ｓｉ］／２４＋［Ｍｎ］／６＋［Ｎｉ］／４０＋［Ｃｒ］／５＋［Ｍｏ］／４＋［Ｖ］／１４ ・・・（３）
ただし、［Ｃ］，［Ｓｉ］，［Ｍｎ］，［Ｃｕ］，［Ｎｉ］，［Ｃｒ］，［Ｍｏ］，［Ｖ］及び［Ｂ］は、それぞれＣ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｖ及びＢの含有量（質量％）を示す。
本発明の態様２は、
態様１に記載の化学成分組成を有する鋼片を、表面温度が１１００℃〜１４００℃になるように加熱した後、累積圧下率が５％以上となるように熱間圧延を行い、その後表面温度が３００℃以下になるまで冷却する第１圧延工程と、
第２圧延工程であって、前記第１圧延工程が施された鋼を表面温度が９５０℃〜１２５０℃になるように加熱した後、表面温度が９００℃〜１２００℃の温度域で当該温度域における累積圧下率が５％以上となるように熱間圧延を行う再結晶圧延工程と、表面温度が９００℃以下の温度域で当該温度域における累積圧下率が３０％以上、８０％以下、且つ圧延完了温度が表面温度で６８０〜９００℃となるように熱間圧延を行う未再結晶圧延工程と、表面温度が５００℃以上の冷却開始温度から２５０℃以下の冷却停止温度まで２℃／秒以上の冷却速度で冷却する冷却工程と、をこの順に含む第２圧延工程と、
前記第２圧延工程が施された鋼を表面温度が５６０℃以上、７００℃以下の焼戻し温度で焼戻しする焼戻し工程と、
を含む、態様１に記載の高強度高延性鋼板の製造方法である。
態様１に記載の化学成分組成を有する鋼片を、表面温度が１１００℃〜１４００℃になるように加熱した後、累積圧下率が５％以上となるように熱間圧延を行い、その後表面温度が３００℃以下になるまで冷却する第１圧延工程と、
第２圧延工程であって、前記第１圧延工程が施された鋼を表面温度が９５０℃〜１２５０℃になるように加熱した後、表面温度が９００℃〜１２００℃の温度域で当該温度域における累積圧下率が５％以上となるように熱間圧延を行う再結晶圧延工程と、表面温度が９００℃以下の温度域で当該温度域における累積圧下率が３０％以上、８０％以下、且つ圧延完了温度が表面温度で６８０〜９００℃となるように熱間圧延を行う未再結晶圧延工程と、表面温度が５００℃以上の冷却開始温度から２５０℃以下の冷却停止温度まで２℃／秒以上の冷却速度で冷却する冷却工程と、をこの順に含む第２圧延工程と、
前記第２圧延工程が施された鋼を表面温度が５６０℃以上、７００℃以下の焼戻し温度で焼戻しする焼戻し工程と、
を含む、態様１に記載の高強度高延性鋼板の製造方法である。
降伏強度、引張強度、降伏比及び低温靱性が優れると共に、優れた伸び特性も有することができる。
本発明者は鋭意検討した結果、ベイナイト及びマルテンサイトの面積に対する炭化物の面積率を５％以下、且つ当該炭化物の平均円相当直径を０．１５μｍ以下に制御すると、炭化物が微細分散し、例えば曲げ加工時等に炭化物を起点とした延性破壊が発生しにくくなるため、伸び特性を向上させることができることを見出した。
また、本発明者は鋭意検討した結果、ベイナイト及びマルテンサイトの面積に対する炭化物の面積率を５％以下、且つ当該炭化物の平均円相当直径を０．１５μｍ以下に制御するには、まず第１段の加熱と圧延として軽圧下の圧延（後述する第１圧延工程）をし、その後所望の板厚となるように第２段の圧延（後述する第２圧延工程）をする２段階の圧延をすればよいことを見出した。第１段の加熱と圧延である軽圧下の圧延を行うことにより、鋳造段階で形成された粗大な炭化物が十分に固溶し、その後の工程で再析出する炭化物は微細に鋼中に分散されることになる。
１．化学成分組成
以下に本発明の高強度高延性鋼板（以下、単に「鋼板」ということがある）の化学成分組成について説明する。
以下に本発明の高強度高延性鋼板（以下、単に「鋼板」ということがある）の化学成分組成について説明する。
［Ｃ：０．０３５〜０．０７０質量％］
Ｃは、鋼板の高強度化に寄与する元素である。Ｃ含有量が０．０３５質量％未満であると、所望の組織が十分得られず、必要な母材強度を確保することが困難になる。そのため、Ｃ含有量は、０．０３５質量％以上とする。好ましくは０．０４０％以上とする。一方、Ｃは、ＨＡＺ靭性を劣化させる元素であり、また耐溶接割れ性を劣化させやすい元素でもある。Ｃ含有量が０．０７０質量％を超えると、母材強度は確保しやすくなるが、鋼板表面部の硬さが大きくなり曲げ加工性が劣化する。更に、Ｃ含有量が過剰であると、ＭＡが残留しやすくなり、高強度及び高靭性を得ることが困難となる。また、焼戻し後に析出する炭化物サイズ（炭化物の平均円相当直径）が大きくなり、伸び特性が劣化する。このような観点から、Ｃ含有量の上限は０．０７０質量％とする。好ましくは０．０６５質量％、より好ましくは０．０６０質量％とする。
Ｃは、鋼板の高強度化に寄与する元素である。Ｃ含有量が０．０３５質量％未満であると、所望の組織が十分得られず、必要な母材強度を確保することが困難になる。そのため、Ｃ含有量は、０．０３５質量％以上とする。好ましくは０．０４０％以上とする。一方、Ｃは、ＨＡＺ靭性を劣化させる元素であり、また耐溶接割れ性を劣化させやすい元素でもある。Ｃ含有量が０．０７０質量％を超えると、母材強度は確保しやすくなるが、鋼板表面部の硬さが大きくなり曲げ加工性が劣化する。更に、Ｃ含有量が過剰であると、ＭＡが残留しやすくなり、高強度及び高靭性を得ることが困難となる。また、焼戻し後に析出する炭化物サイズ（炭化物の平均円相当直径）が大きくなり、伸び特性が劣化する。このような観点から、Ｃ含有量の上限は０．０７０質量％とする。好ましくは０．０６５質量％、より好ましくは０．０６０質量％とする。
［Ｓｉ：０．１０〜０．５５質量％］
Ｓｉは、脱酸材として有効な元素である。また、Ｓｉは、母材強度の向上に有効な元素であり、これらの効果を発揮させるには、Ｓｉを０．１０質量％以上含有させる。好ましくは０．１５質量％以上含有させる。しかし、Ｓｉ含有量が過剰になると、ＭＡが形成され母材強度と靭性の確保が困難となる。加えて、ＨＡＺ靭性と溶接性の劣化を招きやすくなるので、Ｓｉ含有量は０．５５質量％以下とする。好ましい上限は０．５０質量％であり、より好ましくは０．４０質量％である。
Ｓｉは、脱酸材として有効な元素である。また、Ｓｉは、母材強度の向上に有効な元素であり、これらの効果を発揮させるには、Ｓｉを０．１０質量％以上含有させる。好ましくは０．１５質量％以上含有させる。しかし、Ｓｉ含有量が過剰になると、ＭＡが形成され母材強度と靭性の確保が困難となる。加えて、ＨＡＺ靭性と溶接性の劣化を招きやすくなるので、Ｓｉ含有量は０．５５質量％以下とする。好ましい上限は０．５０質量％であり、より好ましくは０．４０質量％である。
［Ｍｎ：１．５５〜２．２０質量％］
Ｍｎは、オーステナイトを安定化させ、変態温度を低温化させる元素である。また、Ｍｎは、低温変態による結晶粒径微細化効果により衝撃特性の確保に有効な元素である。さらに、Ｍｎは、焼入れ性を向上させて強度向上に有効である。これらの効果を発揮させるために、Ｍｎを１．５５質量％以上含有させる。好ましくは１．６０質量％以上含有させる。しかし、Ｍｎを過剰に含有させると、伸び特性、低温靭性及びＨＡＺ靭性が劣化する。そのため、Ｍｎ含有量の上限は２．２０質量％とする。好ましい上限は２．１０質量％である。
Ｍｎは、オーステナイトを安定化させ、変態温度を低温化させる元素である。また、Ｍｎは、低温変態による結晶粒径微細化効果により衝撃特性の確保に有効な元素である。さらに、Ｍｎは、焼入れ性を向上させて強度向上に有効である。これらの効果を発揮させるために、Ｍｎを１．５５質量％以上含有させる。好ましくは１．６０質量％以上含有させる。しかし、Ｍｎを過剰に含有させると、伸び特性、低温靭性及びＨＡＺ靭性が劣化する。そのため、Ｍｎ含有量の上限は２．２０質量％とする。好ましい上限は２．１０質量％である。
［Ｐ：０．０１００質量％以下（０質量％を含まない）］
Ｐは、衝撃特性（母材靭性、曲げ加工後の靭性）とＨＡＺ靭性に悪影響を及ぼす元素である。そのため、Ｐ含有量を０．０１００質量％以下に規制する必要がある。好ましくは０．００９０質量％以下に規制する。
Ｐは、衝撃特性（母材靭性、曲げ加工後の靭性）とＨＡＺ靭性に悪影響を及ぼす元素である。そのため、Ｐ含有量を０．０１００質量％以下に規制する必要がある。好ましくは０．００９０質量％以下に規制する。
［Ｓ：０．００５０質量％以下（０質量％を含まない）］
Ｓは、ＭｎＳを形成して衝撃特性とＨＡＺ靭性、更には母材伸びを劣化させる元素である。そのため、Ｓ含有量は０．００５０質量％以下に規制する。好ましくは０．００３０質量％以下に規制する。
Ｓは、ＭｎＳを形成して衝撃特性とＨＡＺ靭性、更には母材伸びを劣化させる元素である。そのため、Ｓ含有量は０．００５０質量％以下に規制する。好ましくは０．００３０質量％以下に規制する。
［Ａｌ：０．０１５〜０．０５０質量％］
Ａｌは、脱酸に必要な元素であり、０．０１５質量％以上含有させる。好ましくは０．０２０質量％以上含有させる。一方、Ａｌを過剰に含有させると、アルミナ系の粗大な介在物を形成し衝撃特性が低下する。そのため、Ａｌ含有量は０．０５０質量％以下とする。好ましくは０．０４０質量％以下である。
Ａｌは、脱酸に必要な元素であり、０．０１５質量％以上含有させる。好ましくは０．０２０質量％以上含有させる。一方、Ａｌを過剰に含有させると、アルミナ系の粗大な介在物を形成し衝撃特性が低下する。そのため、Ａｌ含有量は０．０５０質量％以下とする。好ましくは０．０４０質量％以下である。
［Ｔｉ：０．００５〜０．０３０質量％］
Ｔｉは、Ｎと窒化物（ＴｉＮ）を形成して熱間圧延前の加熱時におけるオーステナイト粒（γ粒）の粗大化を防止する元素である。Ｔｉは、得られる組織を微細化することによって、強度の確保、靭性とＨＡＺ靭性の向上に寄与する元素である。また、Ｔｉは、Ｂと組み合わせて使用することによりフリーＢを形成させることで焼入性を高めることができる。これらの効果を発揮させるには、Ｔｉを０．００５質量％以上含有させる必要がある。好ましくは０．０１０質量％以上含有させる。しかし、Ｔｉ含有量が過剰では、ＴｉＮの他にＴｉＣが析出し、靭性とＨＡＺ靭性が劣化する。よってＴｉ含有量は０．０３０質量％以下、好ましくは０．０２５質量％以下とする。
Ｔｉは、Ｎと窒化物（ＴｉＮ）を形成して熱間圧延前の加熱時におけるオーステナイト粒（γ粒）の粗大化を防止する元素である。Ｔｉは、得られる組織を微細化することによって、強度の確保、靭性とＨＡＺ靭性の向上に寄与する元素である。また、Ｔｉは、Ｂと組み合わせて使用することによりフリーＢを形成させることで焼入性を高めることができる。これらの効果を発揮させるには、Ｔｉを０．００５質量％以上含有させる必要がある。好ましくは０．０１０質量％以上含有させる。しかし、Ｔｉ含有量が過剰では、ＴｉＮの他にＴｉＣが析出し、靭性とＨＡＺ靭性が劣化する。よってＴｉ含有量は０．０３０質量％以下、好ましくは０．０２５質量％以下とする。
［Ｎ：０．００１０〜０．００６０質量％］
Ｎは、ＴｉとともにＴｉＮを生成し、熱間圧延前の加熱時および溶接時におけるγ粒の粗大化を防止し、靭性やＨＡＺ靭性を向上させるのに有効な元素である。Ｎ含有量が０．００１０質量％未満であると、ＴｉＮが不足し、上記γ粒が粗大になり、靭性やＨＡＺ靭性が劣化する。そのため、Ｎ含有量は０．００１０質量％以上、好ましくは０．００２０質量％以上、より好ましくは０．００３０質量％以上とする。一方、Ｎ含有量が過剰になり、０．００６０％を超えると、ＢＮを形成し、強度、靭性とＨＡＺ靭性が劣化する。そのため、Ｎ含有量の上限は０．００６０質量％、好ましくは０．００５５質量％とする。
Ｎは、ＴｉとともにＴｉＮを生成し、熱間圧延前の加熱時および溶接時におけるγ粒の粗大化を防止し、靭性やＨＡＺ靭性を向上させるのに有効な元素である。Ｎ含有量が０．００１０質量％未満であると、ＴｉＮが不足し、上記γ粒が粗大になり、靭性やＨＡＺ靭性が劣化する。そのため、Ｎ含有量は０．００１０質量％以上、好ましくは０．００２０質量％以上、より好ましくは０．００３０質量％以上とする。一方、Ｎ含有量が過剰になり、０．００６０％を超えると、ＢＮを形成し、強度、靭性とＨＡＺ靭性が劣化する。そのため、Ｎ含有量の上限は０．００６０質量％、好ましくは０．００５５質量％とする。
［Ｃａ：０．０００５〜０．００４０質量％］
Ｃａは、ＭｎＳを球状化して低温靭性及び耐溶接割れ性に対する無害化に有効に作用する元素である。この効果を有効に発揮させるには、Ｃａを０．０００５質量％以上、より好ましくは０．００１０質量％以上含有させる。しかし、Ｃａ含有量が過剰では、介在物を粗大化させ、母材靭性を劣化させる。そのため、Ｃａ含有量の上限は、０．００４０質量％とする。Ｃａ含有量の上限は、０．００３０質量％とすることが好ましい。
Ｃａは、ＭｎＳを球状化して低温靭性及び耐溶接割れ性に対する無害化に有効に作用する元素である。この効果を有効に発揮させるには、Ｃａを０．０００５質量％以上、より好ましくは０．００１０質量％以上含有させる。しかし、Ｃａ含有量が過剰では、介在物を粗大化させ、母材靭性を劣化させる。そのため、Ｃａ含有量の上限は、０．００４０質量％とする。Ｃａ含有量の上限は、０．００３０質量％とすることが好ましい。
［Ｂ：０．０００３〜０．００３０質量％］
Ｂは、Ｔｉと組み合わせられることによりＢＮを形成することなくフリーＢとして存在し、焼入性を向上させ、高強度化に有効な元素である。そのため、Ｂは０．０００３質量％以上含有させる。好ましくは０．０００８質量％以上含有させる。しかし、Ｂ含有量が過剰では粗大な析出物を形成し、かえって焼入れ性を低下させる。そのため、Ｂ含有量の上限は０．００３０質量％とする。より好ましい上限は０．００２５質量％である。
Ｂは、Ｔｉと組み合わせられることによりＢＮを形成することなくフリーＢとして存在し、焼入性を向上させ、高強度化に有効な元素である。そのため、Ｂは０．０００３質量％以上含有させる。好ましくは０．０００８質量％以上含有させる。しかし、Ｂ含有量が過剰では粗大な析出物を形成し、かえって焼入れ性を低下させる。そのため、Ｂ含有量の上限は０．００３０質量％とする。より好ましい上限は０．００２５質量％である。
［Ｃｕ：０．２０〜０．７０質量％］
Ｃｕは、溶接性、ＨＡＺ靭性に大きな悪影響を及ぼすことなく、母材の強度、靭性を向上させるのに有効な元素である。これらの効果を有効に発揮させるには、Ｃｕは０．２０質量％以上、より好ましくは０．３０質量％以上含有させる。しかし、原料コストを低減する観点から、Ｃｕは少ない方がよい。そのため、Ｃｕは０．７０質量％以下、より好ましくは０．６０質量％以下含有させる。
Ｃｕは、溶接性、ＨＡＺ靭性に大きな悪影響を及ぼすことなく、母材の強度、靭性を向上させるのに有効な元素である。これらの効果を有効に発揮させるには、Ｃｕは０．２０質量％以上、より好ましくは０．３０質量％以上含有させる。しかし、原料コストを低減する観点から、Ｃｕは少ない方がよい。そのため、Ｃｕは０．７０質量％以下、より好ましくは０．６０質量％以下含有させる。
［Ｎｉ：１．０５〜２．００質量％、Ｃｒ：０．５５〜１．００質量％及びＭｏ：０．２０〜０．６０質量％からなる群から選択される１種以上］
本発明の鋼板は、Ｎｉ、Ｃｒ及びＭｏからなる群から選択される１種以上を含有させる。以下にこれらの元素について説明する。
Ｎｉは、溶接性、ＨＡＺ靭性に大きな悪影響を及ぼすことなく、母材の強度、靭性を向上させるのに有効な元素である。Ｎｉを含有させる場合、この効果を有効に発揮させるには、Ｎｉは１．０５質量％以上、好ましくは１．１０質量％以上含有させる。しかし、原料コストを低減する観点から、Ｎｉは少ない方がよい。そのため、Ｎｉを含有させる場合、Ｎｉは２．００質量％以下、好ましくは１．９０質量％以下含有させる。
本発明の鋼板は、Ｎｉ、Ｃｒ及びＭｏからなる群から選択される１種以上を含有させる。以下にこれらの元素について説明する。
Ｎｉは、溶接性、ＨＡＺ靭性に大きな悪影響を及ぼすことなく、母材の強度、靭性を向上させるのに有効な元素である。Ｎｉを含有させる場合、この効果を有効に発揮させるには、Ｎｉは１．０５質量％以上、好ましくは１．１０質量％以上含有させる。しかし、原料コストを低減する観点から、Ｎｉは少ない方がよい。そのため、Ｎｉを含有させる場合、Ｎｉは２．００質量％以下、好ましくは１．９０質量％以下含有させる。
Ｃｒは高強度化に寄与する元素である。加えて、Ｃｒは合金炭化物を形成させ安定化させるため、炭化物のサイズを抑える効果がある。Ｃｒを含有させる場合、これらの効果を有効に得るために、Ｃｒは０．５５質量％以上、好ましくは０．６０質量％以上含有させる。一方、原料コスト低減の観点から、Ｃｒを含有させる場合、Ｃｒは１．００質量％以下、好ましくは０．９５質量％以下含有させる。
Ｍｏは、高強度化に寄与する元素である。加えて、Ｍｏは合金炭化物を形成させ安定化させるため、炭化物のサイズを抑える効果がある。また、Ｍｏは、ホウカ物の形成を抑えて焼入性を向上させる元素である。Ｍｏを含有させる場合、これらの効果を有効に得るには、Ｍｏは０．２０質量％以上、好ましくは０．２５質量％以上含有させる。一方、原料コスト低減の観点から、Ｍｏを含有させる場合、０．６０質量％以下、好ましくは０．５５質量％以下含有させる。
［残部］
好ましい１つの実施形態では、残部は、鉄および不可避不純物である。不可避不純物としては、原料、資材、製造設備等の状況によって持ち込まれる微量元素（例えば、Ａｓ、Ｓｂ、Ｓｎ、Ｖなど）の混入が許容される。なお、例えば、ＰおよびＳのように、通常、含有量が少ないほど好ましく、従って不可避不純物であるが、その組成範囲について上記のように別途規定している元素がある。このため、本明細書において、残部を構成する「不可避不純物」という場合は、別途その組成範囲が規定されている元素を除いた概念である。
好ましい１つの実施形態では、残部は、鉄および不可避不純物である。不可避不純物としては、原料、資材、製造設備等の状況によって持ち込まれる微量元素（例えば、Ａｓ、Ｓｂ、Ｓｎ、Ｖなど）の混入が許容される。なお、例えば、ＰおよびＳのように、通常、含有量が少ないほど好ましく、従って不可避不純物であるが、その組成範囲について上記のように別途規定している元素がある。このため、本明細書において、残部を構成する「不可避不純物」という場合は、別途その組成範囲が規定されている元素を除いた概念である。
また、本発明に係る鋼板の化学成分組成は、以下に詳細を説明するＰｃｍが０．３０以下、ＤＩが７．０以上、及びＣｅｑが０．４５超を満足する。
［Ｐｃｍ：０．３０以下］
下記式（１）で表されるＰｃｍは溶接割れ感受性組成と呼ばれ、厚肉で拘束度が大きい鋼板においても溶接割れを安定して抑制するには、０．３０以下とする必要がある。本発明は、強度及び伸び特性を向上させることに加えて、Ｐｃｍを０．３０以下とすることにより、溶接割れを安定して抑制することができる。Ｐｃｍは、好ましくは、０．２９以下である。Ｐｃｍの値は小さいほど好ましく、特に下限は限定されないが、本発明の化学成分組成では、Ｐｃｍの下限は、おおよそ０．２４程度となる。
Ｐｃｍ＝［Ｃ］＋［Ｓｉ］／３０＋［Ｍｎ］／２０＋［Ｃｕ］／２０＋［Ｎｉ］／６０＋［Ｃｒ］／２０＋［Ｍｏ］／１５＋［Ｖ］／１０＋５×［Ｂ］ ・・・（１）
ただし、［Ｃ］，［Ｓｉ］，［Ｍｎ］，［Ｃｕ］，［Ｎｉ］，［Ｃｒ］，［Ｍｏ］，［Ｖ］及び［Ｂ］は、それぞれＣ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｖ及びＢの含有量（質量％）を示す。
なお、上記式中に鋼板に含まれない元素がある場合、その含まれない元素については含有量をゼロとして算出する。
下記式（１）で表されるＰｃｍは溶接割れ感受性組成と呼ばれ、厚肉で拘束度が大きい鋼板においても溶接割れを安定して抑制するには、０．３０以下とする必要がある。本発明は、強度及び伸び特性を向上させることに加えて、Ｐｃｍを０．３０以下とすることにより、溶接割れを安定して抑制することができる。Ｐｃｍは、好ましくは、０．２９以下である。Ｐｃｍの値は小さいほど好ましく、特に下限は限定されないが、本発明の化学成分組成では、Ｐｃｍの下限は、おおよそ０．２４程度となる。
Ｐｃｍ＝［Ｃ］＋［Ｓｉ］／３０＋［Ｍｎ］／２０＋［Ｃｕ］／２０＋［Ｎｉ］／６０＋［Ｃｒ］／２０＋［Ｍｏ］／１５＋［Ｖ］／１０＋５×［Ｂ］ ・・・（１）
ただし、［Ｃ］，［Ｓｉ］，［Ｍｎ］，［Ｃｕ］，［Ｎｉ］，［Ｃｒ］，［Ｍｏ］，［Ｖ］及び［Ｂ］は、それぞれＣ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｖ及びＢの含有量（質量％）を示す。
なお、上記式中に鋼板に含まれない元素がある場合、その含まれない元素については含有量をゼロとして算出する。
［ＤＩ：７．０以上］
下記（２）式で表されるＤＩは焼入性倍数と呼ばれ、板厚が厚い鋼板でも安定した組織（具体的には、ベイナイト及びマルテンサイトの面積率が９０％以上）を確保し高強度を達成するために、７．０以上とする必要がある。好ましくは７．５以上である。上限は特に限定されないが、１５．０程度である。
ＤＩ＝１．１６×（［Ｃ］／１０）０．５×（０．７×［Ｓｉ］＋１）×（５．１×（［Ｍｎ］−１．２）＋５）×（０．３５×［Ｃｕ］＋１）×（０．３６×［Ｎｉ］＋１）×（２．１６×［Ｃｒ］＋１）×（３×［Ｍｏ］＋１）×（１．７５×［Ｖ］＋１）×（２００×［Ｂ］＋１） ・・・（２）
なお、上記式中に鋼板に含まれない元素がある場合、その含まれない元素については含有量をゼロとして算出する。
下記（２）式で表されるＤＩは焼入性倍数と呼ばれ、板厚が厚い鋼板でも安定した組織（具体的には、ベイナイト及びマルテンサイトの面積率が９０％以上）を確保し高強度を達成するために、７．０以上とする必要がある。好ましくは７．５以上である。上限は特に限定されないが、１５．０程度である。
ＤＩ＝１．１６×（［Ｃ］／１０）０．５×（０．７×［Ｓｉ］＋１）×（５．１×（［Ｍｎ］−１．２）＋５）×（０．３５×［Ｃｕ］＋１）×（０．３６×［Ｎｉ］＋１）×（２．１６×［Ｃｒ］＋１）×（３×［Ｍｏ］＋１）×（１．７５×［Ｖ］＋１）×（２００×［Ｂ］＋１） ・・・（２）
なお、上記式中に鋼板に含まれない元素がある場合、その含まれない元素については含有量をゼロとして算出する。
［Ｃｅｑ：０．４５超］
下記（３）式で表されるＣｅｑは炭素当量と呼ばれ、安定した組織を確保するためには０．４５超とする必要がある。好ましくは０．５０以上である。上限は特に限定されないが、溶接性の観点から、０．８０程度となる。
Ｃｅｑ＝［Ｃ］＋［Ｓｉ］／２４＋［Ｍｎ］／６＋［Ｎｉ］／４０＋［Ｃｒ］／５＋［Ｍｏ］／４＋［Ｖ］／１４ ・・・（３）
なお、上記式中に鋼板に含まれない元素がある場合、その含まれない元素については含有量をゼロとして算出する。
下記（３）式で表されるＣｅｑは炭素当量と呼ばれ、安定した組織を確保するためには０．４５超とする必要がある。好ましくは０．５０以上である。上限は特に限定されないが、溶接性の観点から、０．８０程度となる。
Ｃｅｑ＝［Ｃ］＋［Ｓｉ］／２４＋［Ｍｎ］／６＋［Ｎｉ］／４０＋［Ｃｒ］／５＋［Ｍｏ］／４＋［Ｖ］／１４ ・・・（３）
なお、上記式中に鋼板に含まれない元素がある場合、その含まれない元素については含有量をゼロとして算出する。
２．鋼組織
次に、本発明の鋼板の鋼組織の詳細を説明する。
以下の鋼組織の説明では、そのような組織を有することにより各種の特性を向上できるメカニズムについて説明している場合がある。これらは本発明者が現時点で得られている知見により考えたメカニズムであるが、本発明の技術的範囲を限定するものではないことに留意されたい。
次に、本発明の鋼板の鋼組織の詳細を説明する。
以下の鋼組織の説明では、そのような組織を有することにより各種の特性を向上できるメカニズムについて説明している場合がある。これらは本発明者が現時点で得られている知見により考えたメカニズムであるが、本発明の技術的範囲を限定するものではないことに留意されたい。
［ベイナイト及びマルテンサイトの面積率：９０％以上］
本発明では、母材の引張特性と母材靭性を確保するために、化学成分組成の適正化と熱間圧延条件の適正化に加えて、後述する加速冷却プロセスを採用することにより、鋼の変態強化と炭化物の析出強化を活用している。ここで、高温で変態が開始され、軟質なフェライト相が多くなると、引張特性、特に、降伏強度７００ＭＰａ以上を満足することが困難になる。よって、引張特性確保にはベイナイト及びマルテンサイトを主体組織とすることが必要である。具体的には、ベイナイト及びマルテンサイトの面積率を、鋼の全組織に対して９０％以上とする必要がある。９０％を下回ると、組織としてのフェライトが増加し、上述の通り引張特性の確保が困難になる。ベイナイト及びマルテンサイトの面積率は、好ましくは９２％以上とする。ベイナイト及びマルテンサイトの面積率は高いほどよく、上限は特に限定されず、最も好ましくは１００％である。
本発明では、母材の引張特性と母材靭性を確保するために、化学成分組成の適正化と熱間圧延条件の適正化に加えて、後述する加速冷却プロセスを採用することにより、鋼の変態強化と炭化物の析出強化を活用している。ここで、高温で変態が開始され、軟質なフェライト相が多くなると、引張特性、特に、降伏強度７００ＭＰａ以上を満足することが困難になる。よって、引張特性確保にはベイナイト及びマルテンサイトを主体組織とすることが必要である。具体的には、ベイナイト及びマルテンサイトの面積率を、鋼の全組織に対して９０％以上とする必要がある。９０％を下回ると、組織としてのフェライトが増加し、上述の通り引張特性の確保が困難になる。ベイナイト及びマルテンサイトの面積率は、好ましくは９２％以上とする。ベイナイト及びマルテンサイトの面積率は高いほどよく、上限は特に限定されず、最も好ましくは１００％である。
［ＭＡの面積率：５％以下］
本発明の鋼板は、高い引張強度を確保すると共に、高降伏強度を達成することができる。そのためには、ＭＡの面積率を鋼の全組織に対して５％以下とする必要がある。ＭＡとは、ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ−ａｕｓｔｅｎｉｔｅ ｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔの略であり、マルテンサイトとオーステナイトの複合体（複合組織）である。ＭＡの面積率が５％を超えると、硬質なＭＡによる降伏比低減効果により、降伏強度が低下してしまい、高降伏強度を満足することができなくなる。加えて、硬質なＭＡが鋼組織中に分散すると、ＭＡを起点に亀裂が発生し衝撃特性を満足に得られない。ＭＡの面積率は、好ましくは１面積％以下である。ＭＡの面積率は少ないほどよく、下限は特に限定されず、最も好ましくは０％である。
本発明の鋼板は、高い引張強度を確保すると共に、高降伏強度を達成することができる。そのためには、ＭＡの面積率を鋼の全組織に対して５％以下とする必要がある。ＭＡとは、ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ−ａｕｓｔｅｎｉｔｅ ｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔの略であり、マルテンサイトとオーステナイトの複合体（複合組織）である。ＭＡの面積率が５％を超えると、硬質なＭＡによる降伏比低減効果により、降伏強度が低下してしまい、高降伏強度を満足することができなくなる。加えて、硬質なＭＡが鋼組織中に分散すると、ＭＡを起点に亀裂が発生し衝撃特性を満足に得られない。ＭＡの面積率は、好ましくは１面積％以下である。ＭＡの面積率は少ないほどよく、下限は特に限定されず、最も好ましくは０％である。
［ベイナイト及びマルテンサイトの面積に対する炭化物の面積率：５％以下］
良好な伸び特性を発現させるためには、例えば曲げ加工時等に鋼板を均一に変形させる必要がある。これは、炭化物を鋼中に微細分散させることで達成できる。炭化物が鋼中に微細分散すると、例えば曲げ加工時等に炭化物を起点とした延性破壊が発生しにくくなる。具体的には、ベイナイト及びマルテンサイトの面積に対する炭化物の面積率を５％以下、且つ後述する炭化物の平均円相当直径を０．１５μｍ以下にする。当該面積率が５％以下、且つ炭化物の平均円相当直径が０．１５μｍ以下に制御されていれば、粗大な炭化物の析出は抑制され、炭化物が微細分散されている。当該面積率は、好ましくは４％以下、より好ましくは３％以下である。当該面積率の下限は、特に限定されないが、本発明のＣ含有量の範囲を考慮すると、概ね２％程度である。なお、ベイナイト及びマルテンサイト内に炭化物が存在する場合、上記ベイナイト及びマルテンサイトの面積は、当該炭化物の面積を含めた面積である。また、本発明で対象としている炭化物は、セメンタイト，合金炭化物Ｍ２３Ｃ６，Ｍ７Ｃ３（ＭはＦｅ，Ｃｒ，Ｍｏ等の合金元素）等である。
良好な伸び特性を発現させるためには、例えば曲げ加工時等に鋼板を均一に変形させる必要がある。これは、炭化物を鋼中に微細分散させることで達成できる。炭化物が鋼中に微細分散すると、例えば曲げ加工時等に炭化物を起点とした延性破壊が発生しにくくなる。具体的には、ベイナイト及びマルテンサイトの面積に対する炭化物の面積率を５％以下、且つ後述する炭化物の平均円相当直径を０．１５μｍ以下にする。当該面積率が５％以下、且つ炭化物の平均円相当直径が０．１５μｍ以下に制御されていれば、粗大な炭化物の析出は抑制され、炭化物が微細分散されている。当該面積率は、好ましくは４％以下、より好ましくは３％以下である。当該面積率の下限は、特に限定されないが、本発明のＣ含有量の範囲を考慮すると、概ね２％程度である。なお、ベイナイト及びマルテンサイト内に炭化物が存在する場合、上記ベイナイト及びマルテンサイトの面積は、当該炭化物の面積を含めた面積である。また、本発明で対象としている炭化物は、セメンタイト，合金炭化物Ｍ２３Ｃ６，Ｍ７Ｃ３（ＭはＦｅ，Ｃｒ，Ｍｏ等の合金元素）等である。
［炭化物の平均円相当直径：０．１５μｍ以下］
ベイナイト及びマルテンサイトの面積に対する炭化物の面積率を５％以下に制御すると共に、炭化物の平均円相当直径を０．１５μｍ以下に制御することによって、炭化物を微細分散させることができる。これにより、良好な伸び特性を発現させることができる。当該平均円相当直径は、好ましくは０．１３μｍ以下にする。当該平均円相当直径の下限は、特に限定されないが、本発明のＣ含有量の範囲を考慮すると、概ね０．０１〜０．０５μｍ程度である。
ベイナイト及びマルテンサイトの面積に対する炭化物の面積率を５％以下に制御すると共に、炭化物の平均円相当直径を０．１５μｍ以下に制御することによって、炭化物を微細分散させることができる。これにより、良好な伸び特性を発現させることができる。当該平均円相当直径は、好ましくは０．１３μｍ以下にする。当該平均円相当直径の下限は、特に限定されないが、本発明のＣ含有量の範囲を考慮すると、概ね０．０１〜０．０５μｍ程度である。
［旧オーステナイト粒のアスペクト比：３以上、２０以下］
本発明では、曲げ加工後の靭性にも優れるよう母材での良好な低温靭性（ｖＥ−４０≧１００Ｊ）を確保することが必要である。そのためには、上述の通り鋼組織をベイナイト及びマルテンサイト主体とするとともに、旧オーステナイト粒の圧延方向の長さを板厚方向の長さで除した値であるアスペクト比を大きくすることで、良好なシャルピー吸収エネルギーを確保している。具体的には、アスペクト比を３以上、２０以下とする。上記効果を有効に発揮するためには、当該アスペクト比を３以上とする必要があり、過剰であるとシャルピー吸収エネルギーが小さくなってしまうため、２０以下としている。当該アスペクト比の好ましい上限は１０、好ましい下限は４である。
本発明では、曲げ加工後の靭性にも優れるよう母材での良好な低温靭性（ｖＥ−４０≧１００Ｊ）を確保することが必要である。そのためには、上述の通り鋼組織をベイナイト及びマルテンサイト主体とするとともに、旧オーステナイト粒の圧延方向の長さを板厚方向の長さで除した値であるアスペクト比を大きくすることで、良好なシャルピー吸収エネルギーを確保している。具体的には、アスペクト比を３以上、２０以下とする。上記効果を有効に発揮するためには、当該アスペクト比を３以上とする必要があり、過剰であるとシャルピー吸収エネルギーが小さくなってしまうため、２０以下としている。当該アスペクト比の好ましい上限は１０、好ましい下限は４である。
３．特性
上述のように本発明の鋼板は、ＹＰ（ＹＳ）、ＴＳ、ＹＲ、ＴＳ×ＥＬ、−４０℃でのシャルピー衝撃試験における吸収エネルギー（シャルピー吸収エネルギー）及び破壊面中のセパレーション長さが何れも高いレベルにある。以下に、これらの特性について説明する。
上述のように本発明の鋼板は、ＹＰ（ＹＳ）、ＴＳ、ＹＲ、ＴＳ×ＥＬ、−４０℃でのシャルピー衝撃試験における吸収エネルギー（シャルピー吸収エネルギー）及び破壊面中のセパレーション長さが何れも高いレベルにある。以下に、これらの特性について説明する。
（１）降伏強度（ＹＰ）
板幅方向（Ｃ方向）におけるＹＰは７００ＭＰａ以上である。
板幅方向（Ｃ方向）におけるＹＰは７００ＭＰａ以上である。
（２）引張強度（ＴＳ）
板幅方向（Ｃ方向）におけるＴＳは７８０ＭＰａ以上である。引張強度が高いほど好ましいが、本発明の鋼板の化学成分組成および製造条件等を考慮すると、引張強度の上限は９３０ＭＰａである。
板幅方向（Ｃ方向）におけるＴＳは７８０ＭＰａ以上である。引張強度が高いほど好ましいが、本発明の鋼板の化学成分組成および製造条件等を考慮すると、引張強度の上限は９３０ＭＰａである。
（３）降伏比（ＹＲ）
板幅方向（Ｃ方向）におけるＹＲは８５％以上である。好ましくは、８８％以上である。ＹＲの上限は、特に限定されないが、安全性の観点から、９７％程度であることが好ましい。
板幅方向（Ｃ方向）におけるＹＲは８５％以上である。好ましくは、８８％以上である。ＹＲの上限は、特に限定されないが、安全性の観点から、９７％程度であることが好ましい。
（４）引張強度×伸び（ＴＳ×ＥＬ）
引張強度ＴＳと伸び（全伸び）ＥＬの積Ａ（＝ＴＳ×ＥＬ）（ＪＩＳ４号試験片の場合）、Ａ（＝ＴＳ×ＥＬ×２．４８／ｔ０．５，ただし、ｔ：板厚（ｍｍ））（ＪＩＳ５号試験片の場合）は、１５０００ＭＰａ％以上を満足する。好ましくは１５５００ＭＰａ％以上である。高い引張強度ＴＳと伸び（全伸び）ＥＬの積Ａを有することで、高い強度と高い伸びとを同時に有する、高レベルの強度延性バランスを得ることができる。
引張強度ＴＳと伸び（全伸び）ＥＬの積Ａ（＝ＴＳ×ＥＬ）（ＪＩＳ４号試験片の場合）、Ａ（＝ＴＳ×ＥＬ×２．４８／ｔ０．５，ただし、ｔ：板厚（ｍｍ））（ＪＩＳ５号試験片の場合）は、１５０００ＭＰａ％以上を満足する。好ましくは１５５００ＭＰａ％以上である。高い引張強度ＴＳと伸び（全伸び）ＥＬの積Ａを有することで、高い強度と高い伸びとを同時に有する、高レベルの強度延性バランスを得ることができる。
（５）−４０℃におけるシャルピー吸収エネルギー（ｖＥ−４０）
板幅方向（Ｃ方向）におけるｖＥ−４０は１００Ｊ以上である。
板幅方向（Ｃ方向）におけるｖＥ−４０は１００Ｊ以上である。
（６）セパレーション長さ
上述のｖＥ−４０を１００Ｊ以上とするためには、−４０℃でのシャルピー衝撃試験実施時の破壊面中に板幅方向（Ｃ方向）のセパレーションを発生させる。セパレーションを発生させることにより、セパレーションの長さ方向に破壊のエネルギーを分散させることができる。セパレーション長さが１ｍｍ未満であると、脆性破面が生じシャルピー吸収エネルギーが低値となる。一方、セパレーション長さが１００ｍｍを超えると、セパレーションによりエネルギーが緩和されるため低値となる。そのため、セパレーション長さは、１ｍｍ以上、１００ｍｍ以下とする。好ましいセパレーション長さの下限は５ｍｍである。また、好ましいセパレーション長さの上限は９０ｍｍである。
上述のｖＥ−４０を１００Ｊ以上とするためには、−４０℃でのシャルピー衝撃試験実施時の破壊面中に板幅方向（Ｃ方向）のセパレーションを発生させる。セパレーションを発生させることにより、セパレーションの長さ方向に破壊のエネルギーを分散させることができる。セパレーション長さが１ｍｍ未満であると、脆性破面が生じシャルピー吸収エネルギーが低値となる。一方、セパレーション長さが１００ｍｍを超えると、セパレーションによりエネルギーが緩和されるため低値となる。そのため、セパレーション長さは、１ｍｍ以上、１００ｍｍ以下とする。好ましいセパレーション長さの下限は５ｍｍである。また、好ましいセパレーション長さの上限は９０ｍｍである。
４．製造方法
次に本発明に係る鋼板の製造方法について説明する。
本発明者は、所定の化学成分組成を有する鋼片（スラブ）に詳細を後述する第１圧延工程と第２圧延工程の２段階の熱間圧延を行うことにより、上述の所望の鋼組織を有し、その結果、上述の所望の特性を有する高強度高延性鋼板を得られることを見出した。
以下にその詳細を説明する。なお、以下に説明する第１圧延工程，第２圧延工程及び焼戻し工程における「温度」は、鋼板の表面における温度である。また、加熱段階における表面温度は、一般的な加熱炉での加熱においては内部（板厚中心部）も概ね同等の温度となる。
次に本発明に係る鋼板の製造方法について説明する。
本発明者は、所定の化学成分組成を有する鋼片（スラブ）に詳細を後述する第１圧延工程と第２圧延工程の２段階の熱間圧延を行うことにより、上述の所望の鋼組織を有し、その結果、上述の所望の特性を有する高強度高延性鋼板を得られることを見出した。
以下にその詳細を説明する。なお、以下に説明する第１圧延工程，第２圧延工程及び焼戻し工程における「温度」は、鋼板の表面における温度である。また、加熱段階における表面温度は、一般的な加熱炉での加熱においては内部（板厚中心部）も概ね同等の温度となる。
［第１圧延工程］
まず、上述の所定の化学成分組成を有し、例えば連続鋳造等の従来の鋳造方法によって得られた鋼片に対して第一段の圧延（第１圧延工程）を行う。すなわち、第１圧延工程では、鋼片を１１００℃〜１４００℃に加熱した後、累積圧下率が５％以上となるように熱間圧延を行い、その後３００℃以下まで冷却する。第１圧延工程は従来行われていないが、第１圧延工程を行うことにより、鋳造段階で形成された粗大な炭化物が十分に固溶し、偏析を低減させ、その後の工程で再析出する炭化物の微細化を可能とする。なお、第１圧延工程における累積圧下率は、従来、鋳造工程（例えば、連続鋳造）の最終段階で行われる場合があるブレークダウン（ＢＤ）によって達成されていた圧下率を、第１圧延工程で実現してもよい。
加熱温度の下限は、好ましくは１１５０℃である。また、加熱温度の上限は、好ましくは１３５０℃である。また、第１圧延工程における累積圧下率の下限は、好ましくは８％、より好ましくは１０％である。また、第１圧延工程における累積圧下率の上限は、特に限定されないが、第２圧延工程における圧下率確保の観点から、好ましくは６５％である。
まず、上述の所定の化学成分組成を有し、例えば連続鋳造等の従来の鋳造方法によって得られた鋼片に対して第一段の圧延（第１圧延工程）を行う。すなわち、第１圧延工程では、鋼片を１１００℃〜１４００℃に加熱した後、累積圧下率が５％以上となるように熱間圧延を行い、その後３００℃以下まで冷却する。第１圧延工程は従来行われていないが、第１圧延工程を行うことにより、鋳造段階で形成された粗大な炭化物が十分に固溶し、偏析を低減させ、その後の工程で再析出する炭化物の微細化を可能とする。なお、第１圧延工程における累積圧下率は、従来、鋳造工程（例えば、連続鋳造）の最終段階で行われる場合があるブレークダウン（ＢＤ）によって達成されていた圧下率を、第１圧延工程で実現してもよい。
加熱温度の下限は、好ましくは１１５０℃である。また、加熱温度の上限は、好ましくは１３５０℃である。また、第１圧延工程における累積圧下率の下限は、好ましくは８％、より好ましくは１０％である。また、第１圧延工程における累積圧下率の上限は、特に限定されないが、第２圧延工程における圧下率確保の観点から、好ましくは６５％である。
［第２圧延工程］
続いて、第１圧延工程が施された鋼に第２圧延工程を行う。第２圧延工程は、以下に詳細を後述するように、再結晶圧延工程、未再結晶圧延工程及び冷却工程をこの順に含む。
続いて、第１圧延工程が施された鋼に第２圧延工程を行う。第２圧延工程は、以下に詳細を後述するように、再結晶圧延工程、未再結晶圧延工程及び冷却工程をこの順に含む。
・再結晶圧延工程
再結晶圧延工程では、まず第１圧延工程が施された鋼を９５０℃〜１２５０℃に加熱する。加熱温度が低いと元素の固溶が小さく、炭化物が再固溶せず、圧延及びその後の熱処理で粗大化してしまう。そのため、９５０℃以上とした。好ましくは１０００℃以上である。しかし、高温過ぎるとγが粗大となってしまい、衝撃特性の確保が困難となる。そのため、１２５０℃以下とする。好ましくは１２００℃以下である。
続いて、９００℃〜１２００℃の温度域で当該温度域における累積圧下率が５％以上となるように熱間圧延を行う。これにより、オーステナイト粒が繰り返し再結晶して微細化し、鋼板の強度と靭性を両立させることができる。９００℃〜１２００℃の温度域における累積圧下率は、好ましくは３０％以上である。なお、９００℃〜１２００℃の温度域における累積圧下率が３０％以上で上記効果は飽和する。
再結晶圧延工程では、まず第１圧延工程が施された鋼を９５０℃〜１２５０℃に加熱する。加熱温度が低いと元素の固溶が小さく、炭化物が再固溶せず、圧延及びその後の熱処理で粗大化してしまう。そのため、９５０℃以上とした。好ましくは１０００℃以上である。しかし、高温過ぎるとγが粗大となってしまい、衝撃特性の確保が困難となる。そのため、１２５０℃以下とする。好ましくは１２００℃以下である。
続いて、９００℃〜１２００℃の温度域で当該温度域における累積圧下率が５％以上となるように熱間圧延を行う。これにより、オーステナイト粒が繰り返し再結晶して微細化し、鋼板の強度と靭性を両立させることができる。９００℃〜１２００℃の温度域における累積圧下率は、好ましくは３０％以上である。なお、９００℃〜１２００℃の温度域における累積圧下率が３０％以上で上記効果は飽和する。
・未再結晶圧延工程
未再結晶圧延工程では、オーステナイトが再結晶しない、いわゆる未再結晶域である９００℃以下の温度域で当該温度域における累積圧下率が３０％以上、８０％以下、且つ圧延完了温度ＦＲＴ（Finishing Rolling Temperature）が６８０〜９００℃となるように熱間圧延を行う。優れた衝撃特性と所望の降伏強度を確保するには、上記再結晶圧延工程でオーステナイト粒を繰り返し再結晶により微細化した上で、更に、この未再結晶域で累積圧下率を３０％以上確保することが必要である。好ましくは４０％以上である。一方、未再結晶域の累積圧下率が８０％を超えると、γ（オーステナイト）のアスペクト比が大きくなりすぎて、靭性が低下する。そのため、未再結晶域の累積圧下率は８０％以下とする。好ましくは７０％以下である。また、圧延完了温度ＦＲＴが６８０〜９００℃を下回ると、生産性の低下に繋がる。そのため、圧延完了温度ＦＲＴは６８０〜９００℃とする。
未再結晶圧延工程では、オーステナイトが再結晶しない、いわゆる未再結晶域である９００℃以下の温度域で当該温度域における累積圧下率が３０％以上、８０％以下、且つ圧延完了温度ＦＲＴ（Finishing Rolling Temperature）が６８０〜９００℃となるように熱間圧延を行う。優れた衝撃特性と所望の降伏強度を確保するには、上記再結晶圧延工程でオーステナイト粒を繰り返し再結晶により微細化した上で、更に、この未再結晶域で累積圧下率を３０％以上確保することが必要である。好ましくは４０％以上である。一方、未再結晶域の累積圧下率が８０％を超えると、γ（オーステナイト）のアスペクト比が大きくなりすぎて、靭性が低下する。そのため、未再結晶域の累積圧下率は８０％以下とする。好ましくは７０％以下である。また、圧延完了温度ＦＲＴが６８０〜９００℃を下回ると、生産性の低下に繋がる。そのため、圧延完了温度ＦＲＴは６８０〜９００℃とする。
・冷却工程
冷却工程では、５００℃以上の冷却開始温度ＳＣＴ（Starting Cooling Temperature）から２５０℃以下の冷却停止温度ＦＣＴ（Finishing Cooling Temperature）まで２℃／秒以上の冷却速度で冷却（加速冷却）する。冷却手段は、２℃／秒以上の冷却速度を達成できれば特に限定されない。例えば、水冷であり、好ましくは風冷である。ＳＣＴが５００℃を下回ると、軟質なポリゴナルフェライトが生成し、母材強度の低下を招く。よって加速冷却は、５００℃以上の温度から開始することが必要である。また、２５０℃を超える温度で冷却を停止すると変態が完了せず、組織中にＭＡが過剰に含まれて、鋼板の強度が低くなる。そのため、２５０℃以下で冷却を停止する。また、冷却速度が遅いと、フェライトが析出しベイナイト及びマルテンサイトの面積率が低下する。そのため、冷却速度は２℃／秒以上とする。冷却速度の上限は、特に限定されないが、８０℃／秒程度である。
冷却工程では、５００℃以上の冷却開始温度ＳＣＴ（Starting Cooling Temperature）から２５０℃以下の冷却停止温度ＦＣＴ（Finishing Cooling Temperature）まで２℃／秒以上の冷却速度で冷却（加速冷却）する。冷却手段は、２℃／秒以上の冷却速度を達成できれば特に限定されない。例えば、水冷であり、好ましくは風冷である。ＳＣＴが５００℃を下回ると、軟質なポリゴナルフェライトが生成し、母材強度の低下を招く。よって加速冷却は、５００℃以上の温度から開始することが必要である。また、２５０℃を超える温度で冷却を停止すると変態が完了せず、組織中にＭＡが過剰に含まれて、鋼板の強度が低くなる。そのため、２５０℃以下で冷却を停止する。また、冷却速度が遅いと、フェライトが析出しベイナイト及びマルテンサイトの面積率が低下する。そのため、冷却速度は２℃／秒以上とする。冷却速度の上限は、特に限定されないが、８０℃／秒程度である。
［焼戻し工程］
続いて、第２圧延工程が施された鋼を５６０℃以上、７００℃以下の焼戻し温度で焼戻しする。焼戻しにより、ＭＡが低減し、強度及び靱性の両立が可能となる。好ましい焼戻し温度の下限は５８０℃、好ましい焼戻し温度の上限は６５０℃である。
続いて、第２圧延工程が施された鋼を５６０℃以上、７００℃以下の焼戻し温度で焼戻しする。焼戻しにより、ＭＡが低減し、強度及び靱性の両立が可能となる。好ましい焼戻し温度の下限は５８０℃、好ましい焼戻し温度の上限は６５０℃である。
以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明はもとより下記実施例によって制限を受けるものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも勿論可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。
１．サンプル作製
表１に記載した化学成分組成を有する鋼片を用いて、表２に記載した製造条件でサンプルを作製した。
なお、表２に示した各工程の温度は、放射温度計を用いて表面温度を測定した。また、第１圧延工程における熱間圧延後は、３００℃以下になるまで冷却した。
また、表１〜表３において、下線を付した数値は、本発明の実施形態の範囲から外れていることを示している。また、表２において、例えば「１００３−９６２」と記載された欄は、９６２から１００３までの範囲内の数値を意味する。
表１に記載した化学成分組成を有する鋼片を用いて、表２に記載した製造条件でサンプルを作製した。
なお、表２に示した各工程の温度は、放射温度計を用いて表面温度を測定した。また、第１圧延工程における熱間圧延後は、３００℃以下になるまで冷却した。
また、表１〜表３において、下線を付した数値は、本発明の実施形態の範囲から外れていることを示している。また、表２において、例えば「１００３−９６２」と記載された欄は、９６２から１００３までの範囲内の数値を意味する。
２．鋼組織
鋼組織の観察は以下のようにして実施した。
（１）圧延方向に平行でかつ鋼板表面に対して垂直な、鋼板表裏面を含む板厚断面を観察できるよう上記鋼板からサンプルを採取する。
（２）湿式エメリー研磨紙（＃１５０〜＃１０００）での研磨、またはそれと同等の機能を有する研磨方法（ダイヤモンドスラリー等の研磨剤を用いた研磨等）により、観察面の鏡面仕上げを行う。
（３）研磨されたサンプルを、目的に応じて３％ナイタール溶液、レペラ溶液を用いて腐食し、結晶粒界、ＭＡを現出させる。
（４）ｔ（板厚）／４部位において、現出させた組織を光学顕微鏡により観察して（観察倍率：４００倍，観察領域：約２００μｍ×約１６０μｍ）、ポリゴナルフェライト，ベイナイト及びマルテンサイト，ＭＡ、並びに炭化物の組織分率、旧γ粒のアスペクト比及び炭化物の平均円相当直径を算出した。算出された組織分率に基づいて、全組織に対するベイナイト及びマルテンサイトの面積率、全組織に対するＭＡの面積率、並びにベイナイト及びマルテンサイトの面積に対する炭化物の面積率を算出した。これらの測定結果を表３に示した。なお、炭化物は、上記腐食により観察面上に粒状物として浮き上がっており、この粒状物が炭化物であることは組成分析により確認している。そのため、観察される粒状物を炭化物と判断した。
鋼組織の観察は以下のようにして実施した。
（１）圧延方向に平行でかつ鋼板表面に対して垂直な、鋼板表裏面を含む板厚断面を観察できるよう上記鋼板からサンプルを採取する。
（２）湿式エメリー研磨紙（＃１５０〜＃１０００）での研磨、またはそれと同等の機能を有する研磨方法（ダイヤモンドスラリー等の研磨剤を用いた研磨等）により、観察面の鏡面仕上げを行う。
（３）研磨されたサンプルを、目的に応じて３％ナイタール溶液、レペラ溶液を用いて腐食し、結晶粒界、ＭＡを現出させる。
（４）ｔ（板厚）／４部位において、現出させた組織を光学顕微鏡により観察して（観察倍率：４００倍，観察領域：約２００μｍ×約１６０μｍ）、ポリゴナルフェライト，ベイナイト及びマルテンサイト，ＭＡ、並びに炭化物の組織分率、旧γ粒のアスペクト比及び炭化物の平均円相当直径を算出した。算出された組織分率に基づいて、全組織に対するベイナイト及びマルテンサイトの面積率、全組織に対するＭＡの面積率、並びにベイナイト及びマルテンサイトの面積に対する炭化物の面積率を算出した。これらの測定結果を表３に示した。なお、炭化物は、上記腐食により観察面上に粒状物として浮き上がっており、この粒状物が炭化物であることは組成分析により確認している。そのため、観察される粒状物を炭化物と判断した。
なお、ここでいうベイナイトは、上部ベイナイト、下部ベイナイト、ベイニティックフェライトなどが焼戻された組織をいうが、一般的に焼戻マルテンサイトも含め、これらの組織を選別することは難しいこと、組織が十分焼き戻されていることから、ポリゴナルフェライト、ＭＡ以外の組織を、ベイナイトおよび／またはマルテンサイトとした。なお、本実施例で使用したいずれの試験片にも、パーライト組織は含まれていないことも確認した。
３．機械的特性
得られたサンプルについて、引張試験を行って、ＹＰ（ＹＳ）、ＴＳ及びＥＬを測定し、ＹＲ及びＴＳ×ＥＬを算出した。また、シャルピー衝撃試験を行って、シャルピー吸収エネルギー及びセパレーション長さを測定した。以下に、具体的に説明する。
得られたサンプルについて、引張試験を行って、ＹＰ（ＹＳ）、ＴＳ及びＥＬを測定し、ＹＲ及びＴＳ×ＥＬを算出した。また、シャルピー衝撃試験を行って、シャルピー吸収エネルギー及びセパレーション長さを測定した。以下に、具体的に説明する。
［引張試験（引張特性の評価）］
ｔ（板厚）／４の部位から圧延直角方向（板幅方向、Ｃ方向）に丸棒引張試験片を採取して、ＪＩＳ Ｚ ２２０１の要領で引張試験を行い、降伏強度（ＹＰ）、引張強度（ＴＳ）、伸び（全伸び，ＥＬ）及び一様伸び（ＵＥ）を測定し、降伏比（ＹＲ）及びＴＳ×ＥＬ（引張強度ＴＳと伸びＥＬの積Ａ）を算出した。試験片は、ＪＩＳ４号試験片又はＪＩＳ５号試験片を用いた。そして、降伏強度ＹＰが７００ＭＰａ以上、引張強度ＴＳが７８０〜９３０ＭＰａ、降伏比ＹＲが８５％以上及びＴＳ×ＥＬが１５０００ＭＰａ％以上のものを、高強度であり（引張特性が優れており）、且つ伸び特性が優れていると評価した。
ｔ（板厚）／４の部位から圧延直角方向（板幅方向、Ｃ方向）に丸棒引張試験片を採取して、ＪＩＳ Ｚ ２２０１の要領で引張試験を行い、降伏強度（ＹＰ）、引張強度（ＴＳ）、伸び（全伸び，ＥＬ）及び一様伸び（ＵＥ）を測定し、降伏比（ＹＲ）及びＴＳ×ＥＬ（引張強度ＴＳと伸びＥＬの積Ａ）を算出した。試験片は、ＪＩＳ４号試験片又はＪＩＳ５号試験片を用いた。そして、降伏強度ＹＰが７００ＭＰａ以上、引張強度ＴＳが７８０〜９３０ＭＰａ、降伏比ＹＲが８５％以上及びＴＳ×ＥＬが１５０００ＭＰａ％以上のものを、高強度であり（引張特性が優れており）、且つ伸び特性が優れていると評価した。
［シャルピー衝撃試験（衝撃特性の評価）］
ｔ（板厚）／４の部位から圧延直角方向にフルサイズのＶノッチ試験片を採取して、ＪＩＳ Ｚ ２２４２の要領で試験温度−４０℃にてシャルピー衝撃試験を行い、吸収エネルギーを測定した。なお、吸収エネルギーは３本の試験片の平均値を採用した。そして、吸収エネルギーが１００Ｊ以上のものを、低温靭性に優れている（衝撃特性が優れている）と評価した。
また、破壊面中のＣ方向のセパレーション長さを測定し、セパレーション長さが１ｍｍ以上、１００ｍｍ以下のものを合格とした。
これらの結果を表３に示した。
ｔ（板厚）／４の部位から圧延直角方向にフルサイズのＶノッチ試験片を採取して、ＪＩＳ Ｚ ２２４２の要領で試験温度−４０℃にてシャルピー衝撃試験を行い、吸収エネルギーを測定した。なお、吸収エネルギーは３本の試験片の平均値を採用した。そして、吸収エネルギーが１００Ｊ以上のものを、低温靭性に優れている（衝撃特性が優れている）と評価した。
また、破壊面中のＣ方向のセパレーション長さを測定し、セパレーション長さが１ｍｍ以上、１００ｍｍ以下のものを合格とした。
これらの結果を表３に示した。
表３の結果を考察する。
本発明の条件を満たす実施例サンプルである、試料Ｎｏ．４〜８，１０及び１２〜１６は、いずれも板幅方向において、降伏強度ＹＰが７００ＭＰａ以上、引張強度ＴＳが７８０〜９３０ＭＰａ、降伏比ＹＲが８５％以上、引張強度ＴＳと伸びＥＬの積ＴＳ×ＥＬが１５０００ＭＰａ％以上、及び−４０℃におけるシャルピー吸収エネルギーｖＥ−４０が１００Ｊ以上であり、且つ破壊面中のセパレーション長さが１ｍｍ以上、１００ｍｍ以下を達成している。
本発明の条件を満たす実施例サンプルである、試料Ｎｏ．４〜８，１０及び１２〜１６は、いずれも板幅方向において、降伏強度ＹＰが７００ＭＰａ以上、引張強度ＴＳが７８０〜９３０ＭＰａ、降伏比ＹＲが８５％以上、引張強度ＴＳと伸びＥＬの積ＴＳ×ＥＬが１５０００ＭＰａ％以上、及び−４０℃におけるシャルピー吸収エネルギーｖＥ−４０が１００Ｊ以上であり、且つ破壊面中のセパレーション長さが１ｍｍ以上、１００ｍｍ以下を達成している。
一方、試料Ｎｏ．１〜３は、焼戻し工程を未実施又は焼戻し温度が低かったため、所望の強度及び靱性が両立した鋼板を得られなかった。
試料Ｎｏ．９は、未再結晶圧延工程における累積圧下率が低かったため、旧γ粒のアスペクト比が小さくなり、低温靱性が劣った。
試料Ｎｏ．１１は、冷却工程における冷却速度が遅かったため、ベイナイト及びマルテンサイトの面積率が低下し、降伏強度ＹＰが低めに外れるなどして、所望の強度を得られなかった。
試料Ｎｏ．１７〜１９は、Ｃ量、Ｍｎ量、Ｐ量、Ｃｕ量、Ｎｉ量、Ｔｉ量、Ｃａ量及びＤＩ値が規定値を満足せず、また第１圧延工程及び未再結晶圧延工程を行わず、さらに冷却工程における冷却速度が低かったため、炭化物の面積率及び平均円相当直径が大きく、且つ旧γ粒のアスペクト比が低く、伸び特性が劣った。
試料Ｎｏ．９は、未再結晶圧延工程における累積圧下率が低かったため、旧γ粒のアスペクト比が小さくなり、低温靱性が劣った。
試料Ｎｏ．１１は、冷却工程における冷却速度が遅かったため、ベイナイト及びマルテンサイトの面積率が低下し、降伏強度ＹＰが低めに外れるなどして、所望の強度を得られなかった。
試料Ｎｏ．１７〜１９は、Ｃ量、Ｍｎ量、Ｐ量、Ｃｕ量、Ｎｉ量、Ｔｉ量、Ｃａ量及びＤＩ値が規定値を満足せず、また第１圧延工程及び未再結晶圧延工程を行わず、さらに冷却工程における冷却速度が低かったため、炭化物の面積率及び平均円相当直径が大きく、且つ旧γ粒のアスペクト比が低く、伸び特性が劣った。
Claims (2)
- Ｃ： ０．０３５〜０．０７０質量％、
Ｓｉ：０．１０〜０．５５質量％、
Ｍｎ：１．５５〜２．２０質量％、
Ｐ： ０．０１００質量％以下（０質量％を含まない）、
Ｓ： ０．００５０質量％以下（０質量％を含まない）、
Ａｌ：０．０１５〜０．０５０質量％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３０質量％、
Ｎ： ０．００１０〜０．００６０質量％、
Ｃａ：０．０００５〜０．００４０質量％、
Ｂ： ０．０００３〜０．００３０質量％、
Ｃｕ：０．２０〜０．７０質量％、及び
Ｎｉ：１．０５〜２．００質量％、Ｃｒ：０．５５〜１．００質量％及びＭｏ：０．２０〜０．６０質量％からなる群から選択される１種以上を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、
下記式（１）で表されるＰｃｍが０．３０以下、
下記式（２）で表されるＤＩが７．０以上、及び
下記式（３）で表されるＣｅｑが０．４５超であり、
金属組織が、
ベイナイト及びマルテンサイトの面積率が９０％以上、且つＭＡ（Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ−Ａｕｓｔｅｎｉｔｅ ｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔ）の面積率が５％以下であり、
前記ベイナイト及びマルテンサイトの面積に対する炭化物の面積率が５％以下、且つ当該炭化物の平均円相当直径が０．１５μｍ以下であり、
旧オーステナイト粒の圧延方向の長さを板厚方向の長さで除した値であるアスペクト比が３以上、２０以下であり、
板幅方向において、
降伏強度ＹＰが７００ＭＰａ以上、
引張強度ＴＳが７８０〜９３０ＭＰａ、
降伏比ＹＲが８５％以上、
引張強度ＴＳと伸びＥＬの積ＴＳ×ＥＬが１５０００ＭＰａ％以上、及び
−４０℃におけるシャルピー吸収エネルギーｖＥ−４０が１００Ｊ以上であり、且つ破壊面中のセパレーション長さが１ｍｍ以上、１００ｍｍ以下である、高強度高延性鋼板。
Ｐｃｍ＝［Ｃ］＋［Ｓｉ］／３０＋［Ｍｎ］／２０＋［Ｃｕ］／２０＋［Ｎｉ］／６０＋［Ｃｒ］／２０＋［Ｍｏ］／１５＋［Ｖ］／１０＋５×［Ｂ］ ・・・（１）
ＤＩ＝１．１６×（［Ｃ］／１０）０．５×（０．７×［Ｓｉ］＋１）×（５．１×（［Ｍｎ］−１．２）＋５）×（０．３５×［Ｃｕ］＋１）×（０．３６×［Ｎｉ］＋１）×（２．１６×［Ｃｒ］＋１）×（３×［Ｍｏ］＋１）×（１．７５×［Ｖ］＋１）×（２００×［Ｂ］＋１） ・・・（２）
Ｃｅｑ＝［Ｃ］＋［Ｓｉ］／２４＋［Ｍｎ］／６＋［Ｎｉ］／４０＋［Ｃｒ］／５＋［Ｍｏ］／４＋［Ｖ］／１４ ・・・（３）
ただし、［Ｃ］，［Ｓｉ］，［Ｍｎ］，［Ｃｕ］，［Ｎｉ］，［Ｃｒ］，［Ｍｏ］，［Ｖ］及び［Ｂ］は、それぞれＣ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｖ及びＢの含有量（質量％）を示す。
- 請求項１に記載の化学成分組成を有する鋼片を、表面温度が１１００℃〜１４００℃になるように加熱した後、累積圧下率が５％以上となるように熱間圧延を行い、その後表面温度が３００℃以下になるまで冷却する第１圧延工程と、
第２圧延工程であって、前記第１圧延工程が施された鋼を表面温度が９５０℃〜１２５０℃になるように加熱した後、表面温度が９００℃〜１２００℃の温度域で当該温度域における累積圧下率が５％以上となるように熱間圧延を行う再結晶圧延工程と、表面温度が９００℃以下の温度域で当該温度域における累積圧下率が３０％以上、８０％以下、且つ圧延完了温度が表面温度で６８０〜９００℃となるように熱間圧延を行う未再結晶圧延工程と、表面温度が５００℃以上の冷却開始温度から２５０℃以下の冷却停止温度まで２℃／秒以上の冷却速度で冷却する冷却工程と、をこの順に含む第２圧延工程と、
前記第２圧延工程が施された鋼を表面温度が５６０℃以上、７００℃以下の焼戻し温度で焼戻しする焼戻し工程と、
を含む、請求項１に記載の高強度高延性鋼板の製造方法。
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