JP2005290553A

JP2005290553A - 被削性と靭性および溶接性に優れた鋼板およびその製造方法

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Publication number: JP2005290553A
Application number: JP2005059313A
Authority: JP
Inventors: Hitoshi Furuya; 仁志古谷; Naoki Saito; 直樹斎藤
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2004-03-11
Filing date: 2005-03-03
Publication date: 2005-10-20

Abstract

【課題】被削性と靭性および溶接性に優れた鋼板およびその製造方法を提供する。
【解決手段】Ｃ、Si、Mn、Ｐ、Ｓ、Al、Ｎを所定範囲に限定し、さらに必要に応じてMo、Cr、Nb、Ti、Ｖ、Cu、Ni、Ｂ、REM 、Ca、Zr、Mgを添加した鋼を、さらに鋼成分バランスを厳格に規定するとともに、圧延、水冷等の条件を厳格に制御した製造方法で鋼板とすることにより、板厚が４mm以上10mm未満の場合には、板厚の1/4 、3/4 だけ鋼板表面から内部に入った部位のフェライト分率が30％以上90％以下であり、板厚の1/2 だけ鋼板表面から内部に入った部位のフェライト分率が20％以上90％以下である鋼板、板厚が10mm以上100mm 以下の場合には、鋼板の表裏面から２mm内部に入った部位のフェライト分率が30％以上90％以下であり、板厚の1/4 、1/2 、3/4 だけ鋼板上表面から内部に入った部位のフェライト分率が20％以上90％以下である鋼板とすることができ、これにより、被削性と靭性および溶接性に優れた鋼板が得られる。
【選択図】なし

Description

本発明は、被削性と靭性および溶接性に優れた鋼板、特に板厚４〜１００ｍｍ程度、引張強さが５７０〜７２０ＭＰａ程度の鋼板およびその製造方法に関するものである。この製法で製造した鋼板は、造船、橋梁、建築、海洋構造物、圧力容器、ラインパイプなどの溶接構造物一般に用いることができるが、特に構造物の製作時に穴あけ加工や表面切削等の切削作業を必要とする分野での使用において有効である。

溶接構造物に使用される鋼板には、高い強度に加え、溶接性として溶接割れの抑制や高い溶接熱影響部靭性が要求されることが多い。引張強さが５７０ＭＰａ以上の鋼材に関しては、合金元素の添加量を極力抑えて、鋼を構成する主要組織をベイナイトやマルテンサイトとすることで高い強度と溶接性の両立が図られてきた。しかし、建築、橋梁、船舶等の構造物を製作する際には穴あけや表面切削等の切削工程があり、ベイナイトやマルテンサイトが主要組織の場合には、工具寿命に伴う交換や再研削の頻度増大、切削抵抗増大を通じた切削速度の低下等によって当該作業の生産性が低下し、結果として構造物の製作コストが増大する。例えば、特開平９−３１０１１７号公報（特許文献１）では、比較的低合金で組織をベイナイト主体とすることで、高い強度と溶接性の両立をはかっている。しかし、当該鋼の組織が硬質のベイナイト主体のため、被削性が悪く切削作業に要するコストが高い。

被削性、特に工具寿命の長時間化や切削抵抗低減のためには、Ｓの添加が有効であることが知られている。しかし、Ｓを多量に添加した場合には母材靭性が低下し、かつ溶接性が低下する。これに対して、Ｓ添加による被削性向上と溶接性確保を両立する手法が特開平６−１８４６９５号公報（特許文献２）に開示されている。しかし、ここで確保されている溶接性は予熱の省略や溶接割れの抑制のみであり、溶接部靭性や母材靭性は低く、溶接構造用鋼としては使用できない。また、被削性と母材靭性を両立する手法が特開２０００−８７１７９号公報（特許文献３）に開示されている。ＣａとＭｇ添加による硫化物の形態制御により、母材靭性の異方性は改善されているものの、その絶対値は低く、さらに溶接性も悪いことから、溶接構造用鋼としては使用できない。

被削性は、ミクロ組織構成にも依存し、ベイナイトやマルテンサイトを主体とする組織よりもフェライト・パーライトやフェライト・ベイナイト組織の方が優れていることが知られている。たとえば、特開平７−５４１００号公報（特許文献４）、特開平７−１０９５１８号公報（特許文献５）、特開平７−１６６２３５号公報（特許文献６）には組織がフェライト・ベイナイト組織である鋼が開示されている。また、特開２０００−６３９８８号公報（特許文献７）、特開２０００−６３９８９号公報（特許文献８）、特開２０００−２８２１７２号公報（特許文献９）や特開２００１−２１４２４１号公報（特許文献１０）にはフェライトの分率を規定した鋼が開示されている。ミクロ組織がフェライト・ベイナイトである鋼板や一定のフェライト分率を確保した鋼板の被削性は定性的にはベイナイトやマルテンサイトを主体とする鋼より優れるものの、その絶対的な向上しろは溶接構造物の製作過程での穴あけや表面切削における生産性を向上させるほど十分なものとは言えない。しかも、前記技術はいずれも合金元素の添加量が多く、靭性や溶接性が低いため、溶接構造用鋼としては使用できない。以上のことから、５７０ＭＰａ以上の引張強さと高い靭性、溶接性、被削性を有する鋼板を製造することは現在の技術では不可能である。
特開平９−３１０１１７号公報特開平６−１８４６９５号公報特開２０００−８７１７９号公報特開平７−５４１００号公報特開平７−１０９５１８号公報特開平７−１６６２３５号公報特開２０００−６３９８８号公報特開２０００−６３９８９号公報特開２０００−２８２１７２号公報特開２００１−２１４２４１号公報

解決しようとする問題点は、被削性と靭性および溶接性に優れた板厚４〜１００ｍｍ程度、引張強さの水準が５７０〜７２０ＭＰａ程度の鋼板およびその製造方法を提供することである。

本発明は、被削性と靭性および溶接性に優れた板厚４〜１００ｍｍ程度、引張強さの水準が５７０〜７２０ＭＰａ程度の鋼板およびその製造方法を提供するものであり、その要旨とするところは以下の通りである。

（１）鋼が、質量％で、Ｃ：０．００５〜０．２％、Ｓｉ：０．０１〜１％、Ｍｎ：０．０１〜２％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０３５％以下、Ａｌ：０．００１〜０．１％、Ｎ：０．０１％以下を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼組成とし、Ｘ１＝Ｃ＋（Ｍｎ＋Ｃｕ＋Ｃｒ）／２０＋Ｓｉ／３０＋Ｎｉ／６０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５×Ｂで表されるＸ１が０．２４以下であり、板厚が４ｍｍ以上１０ｍｍ未満の場合には、板厚の１／４、３／４だけ鋼板上表面から内部に入った部位のフェライト分率が３０％以上９０％以下であり、板厚の１／２だけ鋼板表面から内部に入った部位のフェライト分率が２０％以上９０％以下であること、板厚が１０ｍｍ以上１００ｍｍ以下の場合には、鋼板の表裏面から２ｍｍ内部に入った部位のフェライト分率が３０％以上９０％以下であり、板厚の１／４、１／２、３／４だけ鋼板上表面から内部に入った部位のフェライト分率が２０％以上９０％以下であることを特徴とする、被削性と靭性および溶接性に優れた鋼板。

（２）質量％で、さらに、Ｍｏ：０．０１〜１％、Ｃｒ：０．０１〜１％の１種または２種を含有することを特徴とする、前記（１）に記載の被削性と靭性および溶接性に優れた鋼板。

（３）質量％で、さらに、Ｎｂ：０．００１〜０．１％、Ｔｉ：０．００１〜０．１％、Ｖ：０．００１〜０．１％の１種または２種以上を含有することを特徴とする、前記（１）または（２）に記載の被削性と靭性および溶接性に優れた鋼板。

（４）質量％で、さらに、Ｃｕ：０．００５〜１％、Ｎｉ：０．０１〜２％、Ｂ：０．０００２〜０．００５％の１種または２種以上を含有することを特徴とする、（１）ないし（３）のいずれか１項に記載の被削性と靭性および溶接性に優れた鋼板。

（５）質量％で、さらに、ＲＥＭ：０．０００５〜０．１％、Ｃａ：０．０００５〜０．０２％、Ｚｒ：０．０００５〜０．０２％、Ｍｇ：０．０００５〜０．０２％の１種または２種以上を含有することを特徴とする、前記（１）ないし（４）のいずれか１項に記載の被削性と靭性および溶接性に優れた鋼板。

（６）質量％で、Ｃ：０．００５〜０．２％、Ｓｉ：０．０１〜１％、Ｍｎ：０．０１〜２％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０３５％以下、Ａｌ：０．００１〜０．１％、Ｎ：０．０１％以下を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼組成で、Ｘ１＝Ｃ＋（Ｍｎ＋Ｃｕ＋Ｃｒ）／２０＋Ｓｉ／３０＋Ｎｉ／６０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５×Ｂで表されるＸ１が０．２４以下である鋼片または鋳片を加熱した後に全圧下率が３０％以上９５％以下の粗圧延を行い、その後に第一パス噛込温度をＴ１＝３５ｌｎ（Ｘ２／２）−２５√ｔ＋１０７０、Ｘ２＝（Ｓｉ／５＋Ｍｏ＋Ｃｒ／２）／Ｍｎで表されるＴ１（℃）以下、全圧下率を３０％以上９５％以下とする仕上げ圧延を行い、圧延終了後に、水量密度が０．２ｍ³／ｍ²・ｍｉｎ．以上５．０ｍ³／ｍ²・ｍｉｎ．以下の水冷を開始し、６００℃以下で水冷を終了することを特徴とする、被削性と靭性および溶接性に優れた鋼板の製造方法。ただし、ｔは板厚である。

（７）圧延終了後に開始する水冷において、水冷開始温度以下６５０℃超の平均冷却速度が１℃／ｓ以上５℃／ｓ以下であり、かつ６５０℃以下水冷終了温度以上の平均冷却速度が１０℃／ｓ以上１００℃／ｓ以下であることを特徴とする、前記（６）に記載の被削性と靭性および溶接性に優れた鋼板の製造方法。

（８）質量％で、Ｃ：０．００５〜０．２％、Ｓｉ：０．０１〜１％、Ｍｎ：０．０１〜２％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０３５％以下、Ａｌ：０．００１〜０．１％、Ｎ：０．０１％以下を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼組成で、Ｘ１＝Ｃ＋（Ｍｎ＋Ｃｕ＋Ｃｒ）／２０＋Ｓｉ／３０＋Ｎｉ／６０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５×Ｂで表されるＸ１が０．２４以下である鋼片または鋳片を加熱した後に全圧下率３０％以上９５％以下の粗圧延、全圧下率３０％以上９５％以下の仕上げ圧延を行い、その後空冷を行い、鋼板表面温度がＴ２＝９１０−３１０×Ｃ−８０×Ｍｎ−２０×Ｃｕ−１５×Ｃｒ−５５×Ｎｉ−８０×Ｍｏ＋０．０００６ｔ²−０．５６ｔ−８．６で表されるＴ２（℃）以下６５０℃以上で、水量密度が０．２ｍ³／ｍ²・ｍｉｎ．以上５．０ｍ³／ｍ²・ｍｉｎ．以下の水冷を開始し、５００℃以下で水冷を終了することを特徴とする、被削性と靭性および溶接性に優れた鋼板の製造方法。ただし、ｔは板厚である。

（９）質量％で、Ｃ：０．００５〜０．２％、Ｓｉ：０．０１〜１％、Ｍｎ：０．０１〜２％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０３５％以下、Ａｌ：０．００１〜０．１％、Ｎ：０．０１％以下を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼組成で、Ｘ１＝Ｃ＋（Ｍｎ＋Ｃｕ＋Ｃｒ）／２０＋Ｓｉ／３０＋Ｎｉ／６０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５×Ｂで表されるＸ１が０．２４以下である鋼片または鋳片を加熱した後に全圧下率３０％以上９５％以下の粗圧延、全圧下率３０％以上９５％以下の仕上げ圧延を行い、５００℃以下まで冷却し、さらに鋼板をＴ３＝０．００１７ｔ²＋０．１７ｔ＋７３０で表されるＴ３（℃）以上８５０℃以下に再加熱したのちに水冷を開始し、５００℃以下で水冷を終了することを特徴とする被削性と靭性および溶接性に優れた鋼板の製造方法。ただし、ｔは板厚である。

（１０）質量％で、さらに、Ｍｏ：０．０１〜１％、Ｃｒ：０．０１〜１％の１種または２種を含有することを特徴とする、前記（６）ないし（９）のいずれか１項に記載の被削性と靭性および溶接性に優れた鋼板の製造方法。

（１１）質量％で、さらに、Ｎｂ：０．００１〜０．１％、Ｔｉ：０．００１〜０．１％、Ｖ：０．００１〜０．１％の１種または２種以上を含有することを特徴とする、前記（６）ないし（１０）のいずれか１項に記載の被削性と靭性および溶接性に優れた鋼板の製造方法。

（１２）質量％で、さらに、Ｃｕ：０．００５〜１％、Ｎｉ：０．０１〜２％、Ｂ：０．０００２〜０．００５％の１種または２種以上を含有することを特徴とする、前記（６）ないし（１１）のいずれか１項に記載の被削性と靭性および溶接性に優れた鋼板の製造方法。

（１３）質量％で、さらに、ＲＥＭ：０．０００５〜０．１％、Ｃａ：０．０００５〜０．０２％、Ｚｒ：０．０００５〜０．０２％、Ｍｇ：０．０００５〜０．０２％の１種または２種以上を含有することを特徴とする、前記（６）ないし（１２）のいずれか１項に記載の被削性と靭性および溶接性に優れた鋼板の製造方法。

本発明によれば、鋼を構成する組織を軟質のフェライトと硬質のベイナイトおよびマルテンサイトの複合組織とすることに加え、特に工具の損耗に大きな影響を与える鋼板表裏面のフェライト分率を厳格に規定することにより、これまでの溶接構造用鋼板では到達しえなかった高い水準の被削性を具備し、かつ強度、靱性、溶接性にも優れる鋼板およびその製造方法を提供することが可能であり、産業上の価値の高い発明であるといえる。

本発明を詳細に説明する。
発明者は、板厚４〜１００ｍｍ程度、母材の強度が５７０〜７２０ＭＰａ程度であり、母材靭性、溶接性、さらに被削性に優れた鋼材を製造する方法について鋭意検討を行った。この結果、フェライトを主体とする軟質組織、ベイナイトとマルテンサイトを主体とする硬質組織の複合組織を鋼の主要組織とすること、特に切削作業の開始と終了部にあたるために工具の損耗に大きな影響をもつ鋼板表裏面部のフェライト分率を厳格に規定すること、水冷を必須とする製造方法の厳格な規定などにより、強度と母材靱性、溶接性を確保しながら大幅に被削性が向上することを見いだした。

なお、本発明における溶接性とは、溶接割れと溶接熱影響部靭性の両方を指し、溶接割れが発生しにくいほど、また溶接熱影響部靭性が高いほど溶接性に優れるものとする。一方、被削性とは工具寿命、切削抵抗、切屑処理性を指し、工具寿命が長いほど、切削抵抗が低いほど、切屑処理が容易であるほど被削性に優れるものとする。

本発明において最も重要なのは、鋼板表面近傍で多量のフェライトを生成させることである。切削工程において、鋼板の表面は開始および終了点にあたり、工具に大きな負荷がかかることから、この領域の切削は工具の寿命や以後の切削における切削抵抗や切屑処理性に非常に大きな影響を与える。つまり、鋼板表裏面の組織を軟質組織と硬質組織の複合組織とすることで、工具が被削材を切削し始める時点と終了する時点において軟質部が容易に変形する一方で、軟質部と硬質部の界面近傍に応力集中が生じ、結果として極めて少ない塑性変形で切削を開始し、かつ終了することができる。これにより、工具寿命は長くなり、切削抵抗は低下し、切屑処理は容易となる。発明者は板厚方向のフェライト分布が異なる種々の鋼板について被削性の評価を行い、板厚方向のフェライト分布を代表させる値として、板厚４ｍｍ以上１０ｍｍ未満の鋼板では、板厚の１／４、１／２，３／４だけ鋼板表面から鋼板内部に入った部位（以後それぞれｔ／４部、ｔ／２部、３ｔ／４部と呼ぶ）の３カ所を、板厚１０ｍｍ以上１００ｍｍ以下の鋼板では、前記３カ所に加えて鋼板表面及び裏面から２ｍｍだけ鋼板内部に入った部位（以後それぞれ表面下２ｍｍ部、裏面下２ｍｍ部と呼ぶ）を加えた５カ所を規定することが望ましいことを知見した。

板厚４ｍｍ以上１０ｍｍ未満の鋼板の場合は、ｔ／４部と３ｔ／４部のフェライト分率が３０％以上、ｔ／２部のフェライト分率が２０％以上の場合に被削性が良好になることを見いだした。一方で、ｔ／４部、ｔ／２部、３ｔ／４部のフェライト分率の一つでも９０％を超える場合には、強度が大幅に低下する。このことから、板厚４ｍｍ以上１０ｍｍ未満の鋼板に対して、ｔ／４部と３ｔ／４部のフェライト分率が３０％以上９０％以下、ｔ／２部のフェライト分率が２０％以上９０％以下と規定した。なお、ｔ／４部、ｔ／２部、３ｔ／４部のフェライト分率が５０％以上の場合には、被削性が格段に向上することから、望ましくは、ｔ／４部、ｔ／２部と３ｔ／４部のフェライト分率が５０％以上９０％以下と規定する。

板厚１０ｍｍ以上１００ｍｍ以下の鋼板の場合は、表面下２ｍｍ部、裏面下２ｍｍ部のフェライト分率が３０％以上、ｔ／４部、ｔ／２部、３ｔ／４部のフェライト分率が２０％以上となる場合に被削性が良好になることを見いだした。一方で、表面下２ｍｍ部、裏面下２ｍｍ部、ｔ／４部、ｔ／２部、３ｔ／４部のフェライト分率の一つでも９０％を超える場合には、強度が大幅に低下する。このことから、板厚１０ｍｍ以上１００ｍｍ以下の鋼板に対して、表面下２ｍｍ部、裏面下２ｍｍ部のフェライト分率が３０％以上９０％以下、ｔ／４部、ｔ／２部と３ｔ／４部のフェライト分率が２０％以上９０％以下と規定した。なお、表面下２ｍｍ部、裏面下２ｍｍ部、ｔ／４部、ｔ／２部、３ｔ／４部のフェライト分率が５０％以上である場合には、被削性が格段に向上することから、望ましくは、表面下２ｍｍ部、裏面下２ｍｍ部、ｔ／４部、ｔ／２部、３ｔ／４部のフェライト分率が５０％以上９０％以下とする。

ここで、フェライト分率の測定方法について規定する。測定は、圧延方向と板厚方向の両方に平行な面（以後Ｌ面と呼ぶ）について行う。鋼板の幅方向の端部と、端部から板厚に相当する長さだけ幅方向内部に入った部位の間を避け、極力鋼板幅方向の中心部に近い部位から全厚の試験片を採取し、Ｌ面を研磨、ナイタールエッチングする。その後、光学顕微鏡でＬ面を観察する。倍率は５００倍が望ましい。観察は網線入り接眼レンズを使用して行い、格子点がフェライトに対応する個数を計数し、全格子点に占めるフェライトに対応する格子点の分率（百分率表示）をもってフェライト分率とする。測定は、各部位について最低１０視野行うこととし、ある視野から次の視野に移動する変位量は一定に保つものとする。ここで、フェライトかそれ以外の相であるか判断に迷う場合は０．５として計数する。なお、測定をおこなう際のフェライトの判断基準であるが、本発明におけるフェライトとは一般に塊状フェライト、ポリゴナルフェライト、等軸フェライトなどと称されるフェライトを指し、より低温で生成する針状のフェライトは含めないものとする。ただし、塊状のフェライトであっても、変態前のオーステナイトの制御次第では成長方向に異方性が出て、圧延方向に長い形態を有する塊状フェライトが生成することがあるが、これは本発明ではフェライトに含めるものとする。

また、溶接性と靱性を優れたものとするためには、合金元素の添加量を調整する必要がある。Ｘ１＝Ｃ＋（Ｍｎ＋Ｃｕ＋Ｃｒ）／２０＋Ｓｉ／３０＋Ｎｉ／６０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５×Ｂで表されるＸ３が０．２４以下の場合には溶接割れが大幅に低減できるのみでなく、靱性、溶接熱影響部靱性にもすぐれることから、Ｘ１を０．２４以下と規定する。なお、Ｘ１が０．２１以下の場合にはこの効果がより顕著に表れることから、望ましくはＸ１を０．２１以下とする。なお、Ｘ１を計算する際のＣ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｓｉ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｖ、Ｂはいずれも質量％で表示された添加量である。

以下に合金元素の範囲を規定する。
Ｃは、強度確保に必須の元素であるため、その添加量を０．００５％以上とする。しかし、一方でＣ量の増大は粗大析出物の生成による母材靱性の低下や溶接性の低下を招くためその上限を０．２％とする。なお、Ｃ量が０．０７％以上では引張強さ５７０ＭＰａ以上の確保が容易となり、０．１４％以下では靱性と溶接性が一層優れたものとなることから、望ましくはＣ量を０．０７％以上０．１４％以下とする。

Ｓｉは、幅広い板厚範囲でフェライトを生成させ、その後に残部を主にベイナイト、マルテンサイト変態させるために有効な元素である。その効果を発揮するためには０．０１％以上の添加が必要であり、１％超の添加は溶接性と靭性を低下させるため、添加量を０．０１％以上１％以下とする。なお、前記の効果をより顕著に発揮させるためには０．２％以上の添加が有効であり、一方０．５５％以下では溶接性に非常に優れることから、望ましくは０．２％以上０．５５％以下とする。

Ｍｎは強度増大に有効な元素であり、本発明が対象とする引張強さ５７０ＭＰａ以上を達成するためには最低でも０．０１％以上の添加が必要となるが、逆に２％を超えて添加すると溶接性が低下する。よって、Ｍｎの添加量を０．０１％以上２％以下と規定した。

Ｐは、不純物元素であり低い方が望ましい。０．０２％を超える添加は母材の延性、靭性や溶接性を低下させるため、０．０２％以下と規定する。

Ｓは、本発明において重要な元素である。Ｓを添加することでＭｎＳが生成し、局部的な応力集中源として作用することで、付加的に被削性が向上する。この効果はＳ添加量が高いほど大きいが、０．０３５％を超える添加は母材靭性を極端に低下させるため、上限を０．０３５％と規定する。なお、Ｓの添加量を小さくした場合には、Ｓによる被削性向上効果は小さくなるが、母材靭性と溶接性は向上する。よって、Ｓの添加量は被削性を重視する場合には多量に、逆に母材靭性と溶接性を重視する場合には少量の添加とすることが望ましい。

Ａｌは、脱酸材として有効な元素であり、その添加量を０．００１％以上とする。しかし、一方でＡｌ量の増大は母材靭性の低下を招くためその上限を０．１％とする。

Ｎは、不純物元素であり、０．０１％を超える添加は母材靱性、溶接性を低下させるため、０．０１％以下と規定する。

Ｍｏは、幅広い板厚範囲でフェライトを生成させた後に残部を主にベイナイト、マルテンサイト変態させるために有効な元素であり、必要に応じて添加される。その効果を発揮するためには０．０１％以上の添加が必要であり、１％超の添加は溶接性を低下させるため、添加量を０．０１％以上１％以下とする。なお、前記の効果をより顕著に発揮させるためには０．１％以上の添加が有効であることから、望ましくは０．１％以上１％以下とする。

Ｃｒは、幅広い板厚範囲でフェライトを生成させ、その後に残部を主にベイナイト、マルテンサイト変態させるために有効な元素であり、必要に応じて添加される。その効果を発揮するためには０．０１％以上の添加が必要であり、１％超の添加は溶接性を低下させるため、添加量を０．０１％以上１％以下とする。なお、前記の効果をより顕著に発揮させるためには０．１％以上の添加が有効であることから、望ましくは０．１％以上１％以下とする。

Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖは強度確保等の観点から必要に応じて添加される。ただし、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖの添加量がそれぞれ０．１％を超えると被削性が顕著に低下し、一方０．００１％未満の添加では強度増大の効果が得られないことから、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖの添加量を０．００１％以上０．１％以下とした。なお、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖの添加量がそれぞれ０．０５％、０．０４％、０．０５％以下である場合には強度は大幅に増大し、被削性の低下は特に小さいことから、望ましくはＮｂ、Ｔｉ、Ｖの添加量をそれぞれ０．０５％、０．０４％、０．０５％以下とする。

Ｃｕ、Ｎｉ、Ｂは強度確保の観点から必要に応じて添加される。Ｃｕは、強度確保に有効な元素である。０．００５％未満の添加ではその効果は小さく、一方、１％を超える添加は溶接性を低下させるため、その範囲を０．００５％以上１％以下とする。Ｎｉは、強度確保のために必要に応じて添加される。０．０１％未満の添加ではその効果は小さく、一方、２％を超える添加は溶接性を低下させるため、その範囲を０．０１％以上２％以下とする。Ｂは、焼入性の増大に有効な元素であり、その添加量を０．０００２％以上とする。しかし、一方でＢ量の増大は粗大析出物の生成により母材靭性の低下を招くためその上限を０．００５％とする。

ＲＥＭ、Ｃａ、Ｚｒ、Ｍｇの１種または２種以上の添加により、母材介在物制御、溶接熱影響部の加熱オーステナイトの微細化や粒内からの変態核生成を通じて母材靱性及び溶接熱影響部靱性を高めることができるため、必要に応じて添加される。この効果を発揮するためには、ＲＥＭ、Ｃａ、Ｚｒ、Ｍｇいずれも０．０００５％以上の添加が必要である。一方、過剰に添加すると硫化物や酸化物が粗大化して母材靱性や延性の低下をもたらすため、その上限値をＲＥＭで０．1 ％、Ｃａ、Ｚｒ、Ｍｇで０．０２％とする。

なお、本発明鋼を溶製する上で、添加合金を含めた使用原料または溶製中に炉材等から溶出する不可避的不純物として混入しうるＯ、Ｚｎ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｔｅ、Ｔａ、Ｗ、Ｐｂ、Ｂｉ等も０．００５％以下の混入であれば何ら本発明の効果を損なうものではない。

次に本発明の鋼板を製造する方法につき記載する。大きく分けて３つの製造方法があり、第一は比較的低温での圧延を行い、その後すみやかに水冷を行う方法、第二は圧延後にフェライトが生成するまで空冷を行い、引き続き水冷を行う方法、第三は圧延後鋼板の温度が低下してから再度加熱したのちに水冷を行う方法であり、いずれも板厚方向の幅広い範囲でフェライトを生成させ、かつ鋼板表面近傍で高いフェライト分率を確保するために、板厚に応じた厳格な温度管理を行う必要がある。

最初に、第一の製造方法、すなわち比較的低温での圧延を行い、その後すみやかに水冷を行う方法について説明する。この製造方法においては、粗圧延、仕上げ圧延と水冷における厳格な規定が重要となる。

粗圧延は、オーステナイトを再結晶により微細化してフェライトを安定生成させ、結果的に被削性を向上させるために重要である。粗圧延の全圧下率が３０％を下回るとフェライトが安定生成せず、一方９５％を超えると生産性が大幅に低下することから、粗圧延の全圧下率を３０％以上９５％以下と規定する。なお、粗圧延の全圧下率が５０％以上の場合は一層被削性が向上するため、望ましくは粗圧延の全圧下率を５０％以上９５％以下とする。さらに、粗圧延の全圧下率が８０％以上の場合はより一層被削性が向上するため、より望ましくは粗圧延の全圧下率を８０％以上９５％以下とする。粗圧延を実施する温度は、仕上げ圧延温度の条件を満たすものであれば任意に設定可能である。なお、粗圧延の全圧下率とは、粗圧延前の板厚から粗圧延後の板厚を引いた値を粗圧延前の板厚で除した値の百分率表示とする。

仕上げ圧延は、主に未再結晶温度域で導入された転位を様々な形でフェライト生成促進や微細化に活用して結果的に被削性、靭性、溶接性を改善するために重要である。発明者は、種々の合金成分、板厚の鋼板をこの製造方法で製造し、被削性と溶接性、母材靭性の評価を行った。その結果、仕上げ圧延の第一パス噛込温度を、Ｔ１＝３５ｌｎ（Ｘ２／２）−２５√ｔ＋１０７０、Ｘ２＝（Ｓｉ／５＋Ｍｏ＋Ｃｒ／２）／Ｍｎで表されるＴ１（℃）以下の温度とした場合に、幅広い板厚方向でフェライトが生成し、被削性、溶接性、靭性のいずれにも優れることを確認した。よって、仕上げ圧延の第一パス噛込温度を、Ｔ１＝３５ｌｎ（Ｘ２／２）−２５√ｔ＋１０７０、Ｘ２＝（Ｓｉ／５＋Ｍｏ＋Ｃｒ／２）／Ｍｎで表されるＴ１（℃）以下と規定する。なお、Ｓｉ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｍｎは質量％であらわされる添加量であり、ｔは鋼板の板厚（ｍｍ）である。仕上げ圧延の第一パス噛込温度を７２０℃未満とすると、フェライトの加工によって母材靭性と被削性が大幅に低下することから、圧延の第一パス噛込温度の下限を７２０℃とする。なお、仕上げ圧延の第一パス噛込温度をＴ１より４０℃低くすると、一層顕著に被削性が向上するため、望ましくは、仕上げ圧延の第一パス噛込温度をＴ１より４０℃低い温度以下とする。さらに、仕上げ圧延の第一パス噛込温度をＴ１より８０℃低くすると、より一層顕著に被削性が向上するため、より望ましくは、仕上げ圧延の第一パス噛込温度をＴ１より８０℃低い温度以下とする。仕上げ圧延の最終パス噛込温度は、７００℃未満ではフェライトの加工により母材靭性と被削性が大幅に低下することから、またＴ１（℃）超ではフェライトが板厚方向に幅広く生成しないことから、仕上げ圧延の最終パス噛込温度の下限は７００℃、上限はＴ１（℃）であることが望ましい。仕上げ圧延については全圧下率も重要であり、これが３０％未満であると、板厚の幅広い範囲でフェライトが安定生成せず、逆に９５％を超えると生産性が大幅に低下するため、仕上げ圧延の全圧下率を３０％以上９５％以下と規定する。また、仕上げ圧延の全圧下率が６０％以上である場合には一層フェライトが安定生成して被削性が向上するため、望ましくは仕上げ圧延の全圧下率を６０％以上９５％以下とする。

なお、本発明では粗圧延機で実施される圧延を粗圧延、仕上げ圧延機で実施される圧延を仕上げ圧延とする。もし、粗圧延、仕上げ圧延を同一の圧延機で実施する場合には、圧延の前半と後半を分ける明確な設定温度が存在する場合は前半の圧延を粗圧延、後半の圧延を仕上げ圧延とし、明確な温度設定が存在しない場合や２つ以上の設定温度が存在する場合は、圧延パス開始前の鋼板表面温度が９５０℃以下となった圧延パスを含めた以後の圧延パス全てを仕上げ圧延とみなす。仕上げ圧延の第一パス噛込温度とは、仕上げ圧延の最初の圧下前に鋼板表面で測定された温度を指す。仕上げ圧延の最終パス噛込温度とは、仕上げ圧延の最後の圧下前に鋼板表面で測定された温度を指す。なお、鋼板表面温度は、たとえば放射温度計を使用することで測定可能である。

次に水冷について説明する。水冷は、５７０〜７２０ＭＰａ程度の引張強さを確保し、低合金で強度を確保することを通じて溶接性を高め、さらに組織微細化によって母材靭性を高めるのに有効である。水冷時の水量密度は、０．２ｍ³／ｍ²・ｍｉｎ．を下回ると強度が低下し、一方５．０ｍ³／ｍ²・ｍｉｎ．を超えるとフェライトが板厚方向の幅広い範囲で安定生成しなくなって被削性が低下するため、水冷時の水量密度を０．２ｍ³／ｍ²・ｍｉｎ．以上５．０ｍ³／ｍ²・ｍｉｎ．以下と規定する。水冷の終了温度が６００℃を超えると、フェライト生成後の残部オーステナイトが低温で変態せず、強度が低下するため、水冷の終了温度を６００℃以下とする。ここで、水冷の終了温度とは、水冷後復熱を待った後に測定された鋼板表面温度の最大値を指す。水冷後は、空冷するものとする。

圧延終了後に実施する水冷においては、その前半と後半の冷却速度を変化させることで、より安定的にフェライトを生成させることができるため、必要に応じてこの手法をとることができる。水冷開始温度以下６５０℃超で規定される前半の冷却速度を１℃／ｓ以上５℃／ｓ以下、６５０℃以下水冷終了温度以上で規定される後半の冷却速度を１０℃／ｓ以上１００℃／ｓ以下とすることで、さらに被削性に優れ、かつ強度は同等以上の鋼板を製造することができる。該冷却の前半部の冷却速度を低くするのは、フェライトの生成量を増やしかつ未変態オーステナイトへのＣの濃化を通じて後半の冷却で形成させるベイナイト等の変態温度を下げるためであり、後半部の冷却速度を高くするのは、未変態オーステナイトの変態温度を極力低くするためである。なお、この二段階の冷却における温度および冷却速度は、鋼板ｔ／４部において測定された温度およびその値に基づいて計算された平均冷却速度とし、鋼板中に熱電対を埋め込んだ予備試料を使用して、実際の水冷を模擬した水冷を行うことで測定が可能である。

以下には第一の製造方法のうち、その他の望ましい条件を記述する。粗圧延、仕上げ圧延に先立っては、鋼片または鋳片を加熱する。加熱温度が９００℃未満の場合、加熱前の組織の一部が未変態のまま残存し、材質が不均一となり、一方加熱温度が１３５０℃を超えると、オーステナイトが粗大化して最終的な組織も粗大化し、母材靭性が大幅に低下するのみでなく、フェライトの生成が抑制されて被削性が低下するため、加熱温度は９００℃以上１３５０℃以下とすることが望ましい。水冷は、仕上げ圧延の終了後極力すみやかに開始するものとする。たとえば、仕上げ圧延の終了から２００ｓ以内に開始することが望ましい。これは、水冷の開始までの時間が２００ｓを超えると、圧延によって導入された転位が回復により減少し、フェライトが板厚方向の幅広い範囲で安定生成せずに被削性が低下するためである。ここで、仕上げ圧延の終了とは、仕上げ圧延の最終パスにおいて鋼板の最前部が圧下を受けた時点を指し、水冷の開始とは、鋼板の最前部が水冷設備に達して水冷が開始された時点を指す。また、水冷後空冷された鋼板には、必要により熱処理を付与することが可能である。たとえば、母材靭性を向上させる観点から、焼き戻しを行うことができる。

次に、第二の製造方法、すなわち圧延後にフェライトが生成するまで空冷を行い、引き続き水冷を行う方法について規定する。加熱については前記第一の方法と同様とする。粗圧延の温度は任意に設定可能であるが、粗圧延の全圧下率が３０％を下回ると靱性が大幅に低下し、９５％を超えると生産性が大幅に低下することから、粗圧延の全圧下率を３０％以上９５％以下と規定する。仕上げ圧延の温度は、前記第一の方法のような規定はなく任意の条件で実施可能である。仕上げ圧延の全圧下率は、３０％を下回ると靱性が大幅に低下し、９５％を超えると生産性が大幅に低下することから、仕上げ圧延の全圧下率を３０％以上９５％以下と規定する。加熱、粗圧延、仕上げ圧延が終了したのちは、空冷を行い、空冷中にフェライトが生成した後に水冷を行う。発明者は、種々の成分の鋼について、仕上げ圧延後の空冷から水冷に移行する時点の鋼板表面温度を種々変化させた検討を行い、水冷に移行する時点の鋼板表面温度がＴ２＝９１０−３１０×Ｃ−８０×Ｍｎ−２０×Ｃｕ−１５×Ｃｒ−５５×Ｎｉ−８０×Ｍｏ＋０．０００６ｔ²−０．５６ｔ−８．６で表されるＴ２（℃）以下である場合にはフェライトが板厚方向の幅広い範囲で生成して被削性が向上し、鋼板表面温度が６５０℃を下回ると強度が大幅に低下することを見いだした。よって、水冷に移行する時点の鋼板表面温度をＴ２＝９１０−３１０×Ｃ−８０×Ｍｎ−２０×Ｃｕ−１５×Ｃｒ−５５×Ｎｉ−８０×Ｍｏ＋０．０００６ｔ²−０．５６ｔ−８．６で表されるＴ２（℃）以下、６５０℃以上と規定する。ここで、水冷に移行する時点の鋼板表面温度とは、水冷の前に測定された鋼板表面温度を指す。Ｃ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｏは各元素の添加量（質量％）、ｔは板厚（ｍｍ）である。水冷時の水量密度は、０．２ｍ³／ｍ²・ｍｉｎ．を下回ると強度が低下し、一方５．０ｍ³／ｍ²・ｍｉｎ．を超えるとフェライトが板厚方向の幅広い範囲で安定生成しなくなって被削性が低下するため、水冷時の水量密度を０．２ｍ³／ｍ²・ｍｉｎ．以上５．０ｍ³／ｍ²・ｍｉｎ．以下と規定する。水冷の終了温度が５００℃を超えると、フェライト生成後の残部オーステナイトが低温で変態せず、強度が低下するため、水冷の終了温度を５００℃以下とする。ここで、水冷の終了温度とは、水冷後復熱を待った後に測定された鋼板表面温度の最大値を指す。水冷後は、空冷するものとする。また、水冷後空冷された鋼板には、必要により熱処理を付与することが可能である。たとえば、母材靭性を向上させる観点から、焼き戻しを行うことができる。

次に、第三の製造方法、すなわち圧延後鋼板の温度が低下してから再度加熱を行う方法について規定する。圧延前の加熱については前記第一の方法と同様とする。粗圧延の温度は任意に設定可能であるが、粗圧延の全圧下率が３０％を下回ると靱性が大幅に低下し、９５％を超えると生産性が大幅に低下することから、粗圧延の全圧下率を３０％以上９５％以下と規定する。仕上げ圧延の温度は、前記第一の方法のような規定はなく任意の条件で実施可能である。仕上げ圧延の全圧下率は、３０％を下回ると靱性が大幅に低下し、９５％を超えると生産性が大幅に低下することから、仕上げ圧延の全圧下率を３０％以上９５％以下と規定する。加熱、粗圧延、仕上げ圧延が終了し、鋼板を５００℃以下まで任意の手法で冷却したのち、再度加熱を行う。発明者は、再加熱温度を種々変化させた調査を行い、再加熱温度がＴ３＝０．００１７ｔ²＋０．１７ｔ＋７３０で表されるＴ３（℃）未満である場合や８５０℃を超えた場合には十分な強度が得られないことから、再加熱温度をＴ３＝０．００１７ｔ²＋０．１７ｔ＋７３０で表されるＴ３（℃）以上８５０℃以下と規定する。再加熱後は、水冷を行う。水冷時の水量密度は、０．２ｍ³／ｍ²・ｍｉｎ．を下回ると強度が低下し、一方５．０ｍ³／ｍ²・ｍｉｎ．を超えるとフェライトが板厚方向の幅広い範囲で安定生成しなくなって被削性が低下するため、水冷時の水量密度は０．２ｍ³／ｍ²・ｍｉｎ．以上５．０ｍ³／ｍ²・ｍｉｎ．以下とすることが望ましい。水冷の終了温度が５００℃を超えると、フェライト生成後の残部オーステナイトが低温で変態せず、強度が低下するため、水冷の終了温度を５００℃以下と規定する。ここで、水冷の終了温度とは、水冷後復熱を待った後に測定された鋼板表面温度の最大値を指す。水冷後は、空冷するものとする。

種々の化学成分の供試鋼材を用いて、種々の製造条件で製造した板厚６、１８、４０，１００ｍｍの鋼板の特性を評価した。評価項目は、強度として降伏応力、引張強さ、靭性としてシャルピー衝撃吸収エネルギー、溶接性のうち溶接熱影響部靱性として溶接継手のシャルピー衝撃吸収エネルギー、被削性としてドリル穴あけ特性とした。鋼板の化学成分、板厚、Ｘ１、種々の部位で測定したフェライト分率を表１〜表３に、製造条件を表４〜表６に、特性の評価結果を表７〜表９に示す。

降伏応力と引張強さはＪＩＳＺ２２４１に記載の金属材料引張試験方法により測定した。試験片はＪＩＳＺ２２０１に記載の金属材料引張試験片とし、板厚６ｍｍ、１８ｍｍの鋼板からは５号試験片、板厚４０ｍｍ、１００ｍｍの鋼板からはｔ／４部から採取した１０号試験片を使用した。試験片は、長手方向が圧延方向と垂直になるように採取した。降伏応力は下降伏応力あるいはオフセット法で算出した０．２％耐力とした。常温で２本の試験を行い、平均値を採用した。

母材靭性は、ＪＩＳＺ２２４２に記載の金属材料衝撃試験方法により測定した。試験片は、ＪＩＳＺ２２０２に記載の金属材料衝撃試験片とし、板厚６ｍｍの鋼板は板厚中心部から幅５ｍｍのサブサイズ試験片を、板厚１８ｍｍの鋼板は板厚中心部から幅１０ｍｍの試験片を、板厚４０ｍｍ、１００ｍｍの鋼板はｔ／４部から幅１０ｍｍの試験片を採取した。形状はいずれもＶノッチ試験片とし、ノッチ底のなす線が板厚方向と平行になるように、また試験片の長手方向が圧延方向と垂直になるように採取した。試験温度は−５℃とし、３本の試験を行った平均値を採用した。

溶接熱影響部靱性はＣＯ₂ガスシールドアーク溶接及びサブマージアーク溶接で作成した溶接継手からシャルピー試験片を採取して、−５℃における吸収エネルギーを測定した。溶接入熱はＣＯ₂ガスシールドアーク溶接の場合２〜３ｋＪ／ｍｍ、サブマージアーク溶接の場合板厚６ｍｍ材で３ｋＪ／ｍｍ、板厚１８ｍｍ材で５ｋＪ／ｍｍ、板厚４０ｍｍ材と１００ｍｍ材で７ｋＪ／ｍｍとした。試験片は、溶接のボンド部から０．５ｍｍはなれた場所がシャルピー試験片のノッチ位置に対応するように採取した。３本の衝撃吸収エネルギーの平均値を採用した。

被削性の評価として、ボール盤とハイスドリルを使用して孔あけ試験を行った。穿孔距離は、板厚６ｍｍの鋼板の場合７枚積み重ねて４２ｍｍ、板厚１８ｍｍの鋼板の場合２枚積み重ねて３６ｍｍ、板厚４０ｍｍの鋼板の場合１枚で４０ｍｍ、板厚１００ｍｍの鋼板の場合１枚で１００ｍｍとして試験を実施した。ドリルは、径６ｍｍφのハイスドリルＳＫＨ５１を用いて貫通穿孔を行った。回転速度は１６１０ｒｐｍ、送り速度は１９０ｍｍ／ｍｉｎ．、切削油は水溶性切削油を使用した。以上の条件で、穿孔不能となるまで孔あけを行い、限界までの穴あけ個数を測定した。

発明例１〜１１は第一の製造方法、すなわち圧延後すみやかに水冷を行う方法で鋼板を製造しており、併せて比較例１〜１１も示す。
発明例１は、引張強さ５７０ＭＰａ程度の鋼板で高い靭性、溶接性と被削性を達成するため、合金成分のバランス、圧延及び水冷条件等を制御した製造方法で板厚６ｍｍの鋼板を製造したものである。フェライトが全板厚範囲、特に鋼板表面近傍で安定生成しているため、引張強さは５７０ＭＰａ程度で、かつ母材靭性、溶接熱影響部靭性、被削性に優れている。一方、比較例１は、発明例１と類似の成分および製造方法であるものの、Ｃ量、Ｘ１が本発明の範囲を外れているため、母材靭性、溶接熱影響部靭性が劣る。

発明例２は、引張強さ５７０ＭＰａ程度の鋼板で高い靭性、溶接性と被削性を達成するため、合金成分のバランス、圧延及び水冷条件等を制御した製造方法で板厚１８ｍｍの鋼板を製造したものである。フェライトが全板厚範囲、特に鋼板表面近傍で安定生成しているため、引張強さは５７０ＭＰａ程度で、かつ母材靭性、溶接熱影響部靭性、被削性に優れている。一方、比較例２は、発明例２と類似の成分および製造方法であるものの、Ｓｉが本発明の範囲を外れているため、母材靭性、溶接熱影響部靭性が劣る。

発明例３は、引張強さ５７０ＭＰａ程度の鋼板で高い靭性、溶接性と被削性を達成するため、合金成分のバランス、圧延及び水冷条件等を制御した製造方法で板厚４０ｍｍの鋼板を製造したものである。フェライトが全板厚範囲、特に鋼板表面近傍で安定生成しているため、引張強さは５７０ＭＰａ程度で、かつ母材靭性、溶接熱影響部靭性、被削性に優れている。一方、比較例３は、発明例３と類似の成分および製造方法であるものの、粗圧延の全圧下率、フェライト分率が本発明の範囲を外れているため、被削性が劣る。

発明例４は、引張強さ５７０ＭＰａ程度の鋼板で高い靭性、溶接性と被削性を達成するため、合金成分のバランス、圧延及び水冷条件等を制御した製造方法で板厚１００ｍｍの鋼板を製造したものである。フェライトが全板厚範囲、特に鋼板表面近傍で安定生成しているため、引張強さは５７０ＭＰａ程度で、かつ母材靭性、溶接熱影響部靭性、被削性に優れている。一方、比較例４は、発明例４と類似の成分および製造方法であるものの、仕上げ圧延の第一パス噛込温度、フェライト分率が本発明の範囲を外れているため、被削性が劣る。

発明例５は、引張強さ５７０ＭＰａ程度の鋼板で高い靭性、溶接性と被削性を達成するため、合金成分のバランス、圧延及び水冷条件等を制御した製造方法で板厚６ｍｍの鋼板を製造したものである。フェライトが全板厚範囲、特に鋼板表面近傍で安定生成しているため、引張強さは５７０ＭＰａ程度で、かつ母材靭性、溶接熱影響部靭性、被削性に優れている。一方、比較例５は、発明例５と類似の成分および製造方法であるものの、Ｐ量が本発明の範囲を外れているため、母材靭性、溶接熱影響部靭性が劣る。

発明例６は、引張強さ５７０ＭＰａ程度の鋼板で高い靭性、溶接性と被削性を達成するため、合金成分のバランス、圧延及び水冷条件等を制御した製造方法で板厚１８ｍｍの鋼板を製造したものである。フェライトが全板厚範囲、特に鋼板表面近傍で安定生成しているため、引張強さは５７０ＭＰａ程度で、かつ母材靭性、溶接熱影響部靭性、被削性に優れている。一方、比較例６は、発明例６と類似の成分および製造方法であるものの、Ｍｏ量、仕上げ圧延の第一パス噛込温度が本発明の範囲を外れているため、母材靭性、溶接熱影響部靭性、被削性が劣る。

発明例７は、引張強さ５７０ＭＰａ程度の鋼板で高い靭性、溶接性と被削性を達成するため、合金成分のバランス、圧延及び水冷条件等を制御した製造方法で板厚４０ｍｍの鋼板を製造したものである。フェライトが全板厚範囲、特に鋼板表面近傍で安定生成しているため、引張強さは５７０ＭＰａ程度で、かつ母材靭性、溶接熱影響部靭性、被削性に優れている。一方、比較例７は、発明例７と類似の成分および製造方法であるものの、仕上げ圧延の全圧下率、フェライト分率が本発明の範囲を外れているため、被削性が劣る。

発明例８は、引張強さ５７０ＭＰａ程度の鋼板で高い靭性、溶接性と被削性を達成するため、合金成分のバランス、圧延及び水冷条件等を制御した製造方法で板厚１００ｍｍの鋼板を製造したものである。フェライトが全板厚範囲、特に鋼板表面近傍で安定生成しているため、引張強さは５７０ＭＰａ程度で、かつ母材靭性、溶接熱影響部靭性、被削性に優れている。一方、比較例８は、発明例８と類似の成分および製造方法であるものの、Ｍｎ量、Ｘ１が本発明の範囲を外れているため、溶接熱影響部靭性が劣る。

発明例９は、引張強さ５７０ＭＰａ程度の鋼板で高い靭性、溶接性と被削性を達成するため、合金成分のバランス、圧延及び水冷条件等を制御した製造方法で板厚６ｍｍの鋼板を製造したものである。フェライトが全板厚範囲、特に鋼板表面近傍で安定生成しているため、引張強さは５７０ＭＰａ程度で、かつ母材靭性、溶接熱影響部靭性、被削性に優れている。一方、比較例９は、発明例９と類似の成分および製造方法であるものの、Ｎ量、水冷終了温度が本発明の範囲を外れているため、強度、靭性、溶接熱影響部靭性が劣る。

発明例１０は、引張強さ５７０ＭＰａ程度の鋼板で高い靭性、溶接性と被削性を達成するため、合金成分のバランス、圧延及び水冷条件等を制御した製造方法で板厚１８ｍｍの鋼板を製造したものである。フェライトが全板厚範囲、特に鋼板表面近傍で安定生成しているため、引張強さは５７０ＭＰａ程度で、かつ母材靭性、溶接熱影響部靭性、被削性に優れている。一方、比較例１０は、発明例１０と類似の成分および製造方法であるものの、Ｓ量、水量密度が本発明の範囲を外れているため、強度、靭性、溶接熱影響部靭性が劣る。

発明例１１は、引張強さ５７０ＭＰａ程度の鋼板で高い靭性、溶接性と被削性を達成するため、合金成分のバランス、圧延及び水冷条件等を制御した製造方法で板厚４０ｍｍの鋼板を製造したものである。フェライトが全板厚範囲、特に鋼板表面近傍で安定生成しているため、引張強さは５７０ＭＰａ程度で、かつ母材靭性、溶接熱影響部靭性、被削性に優れている。一方、比較例１１は、発明例１１と類似の成分および製造方法であるものの、Ａｌ量、Ｃｒ量、フェライト分率、水量密度が本発明の範囲を外れているため、靭性、溶接熱影響部靭性、被削性が劣る。

発明例１２〜１７は第二の製造方法、すなわち圧延後にフェライトの生成が開始するまで空冷を行い、その後水冷を行う方法で鋼板を製造しており、併せて比較例１２〜１７も示す。
発明例１２は、引張強さ５７０ＭＰａ程度の鋼板で高い靭性、溶接性と被削性を達成するため、合金成分のバランス、圧延及び水冷条件等を制御した製造方法で板厚６ｍｍの鋼板を製造したものである。フェライトが全板厚範囲、特に鋼板表面近傍で安定生成しているため、引張強さは５７０ＭＰａ程度で、かつ母材靭性、溶接熱影響部靭性、被削性に優れている。一方、比較例１２は、発明例１２と類似の成分および製造方法であるものの、Ｖ量、水冷開始温度が本発明の範囲を外れているため、強度、靭性、溶接熱影響部靭性、被削性が劣る。

発明例１３は、引張強さ５７０ＭＰａ程度の鋼板で高い靭性、溶接性と被削性を達成するため、合金成分のバランス、圧延及び水冷条件等を制御した製造方法で板厚１８ｍｍの鋼板を製造したものである。フェライトが全板厚範囲、特に鋼板表面近傍で安定生成しているため、引張強さは５７０ＭＰａ程度で、かつ母材靭性、溶接熱影響部靭性、被削性に優れている。一方、比較例１３は、発明例１３と類似の成分および製造方法であるものの、水冷終了温度、Ｓ量が本発明の範囲を外れているため、強度、靱性、溶接熱影響部靱性が劣る。

発明例１４は、引張強さ５７０ＭＰａ程度の鋼板で高い靭性、溶接性と被削性を達成するため、合金成分のバランス、圧延及び水冷条件等を制御した製造方法で板厚４０ｍｍの鋼板を製造したものである。フェライトが全板厚範囲、特に鋼板表面近傍で安定生成しているため、引張強さは５７０ＭＰａ程度で、かつ母材靭性、溶接熱影響部靭性、被削性に優れている。一方、比較例１４は、発明例１４と類似の成分および製造方法であるものの、水冷開始温度、フェライト分率が本発明の範囲を外れているため、被削性が劣る。

発明例１５は、引張強さ５７０ＭＰａ程度の鋼板で高い靭性、溶接性と被削性を達成するため、合金成分のバランス、圧延及び水冷条件等を制御した製造方法で板厚１００ｍｍの鋼板を製造したものである。フェライトが全板厚範囲、特に鋼板表面近傍で安定生成しているため、引張強さは５７０ＭＰａ程度で、かつ母材靭性、溶接熱影響部靭性、被削性に優れている。一方、比較例１５は、発明例１５と類似の成分および製造方法であるものの、Ｎｂ量、仕上圧延の全圧下率が本発明の範囲を外れているため、靭性、溶接熱影響部靭性、被削性が劣る。

発明例１６は、引張強さ５７０ＭＰａ程度の鋼板で高い靭性、溶接性と被削性を達成するため、合金成分のバランス、圧延及び水冷条件等を制御した製造方法で板厚６ｍｍの鋼板を製造したものである。フェライトが全板厚範囲、特に鋼板表面近傍で安定生成しているため、引張強さは５７０ＭＰａ程度で、かつ母材靭性、溶接熱影響部靭性、被削性に優れている。一方、比較例１６は、発明例１６と類似の成分および製造方法であるものの、Ｍｇ量、水量密度が本発明の範囲を外れているため、強度、靭性が劣る。

発明例１７は、引張強さ５７０ＭＰａ程度の鋼板で高い靭性、溶接性と被削性を達成するため、合金成分のバランス、圧延及び水冷条件等を制御した製造方法で板厚１８ｍｍの鋼板を製造したものである。フェライトが全板厚範囲、特に鋼板表面近傍で安定生成しているため、引張強さは５７０ＭＰａ程度で、かつ母材靭性、溶接熱影響部靭性、被削性に優れている。一方、比較例１７は、発明例１７と類似の成分および製造方法であるものの、Ｔｉ量、粗圧延の全圧下率が本発明の範囲を外れているため、靭性、溶接熱影響部靱性、被削性が劣る。

発明例１８〜２１は第三の製造方法、すなわち圧延後鋼板の温度が低下してから再度二相域までの加熱を行う方法で鋼板を製造しており、併せて比較例１８〜２１も示す。
発明例１８は、引張強さ５７０ＭＰａ程度の鋼板で高い靭性、溶接性と被削性を達成するため、合金成分のバランス、圧延及び水冷条件等を制御した製造方法で板厚１８ｍｍの鋼板を製造したものである。フェライトが全板厚範囲、特に鋼板表面近傍で安定生成しているため、引張強さは５７０ＭＰａ程度で、かつ母材靭性、溶接熱影響部靭性、被削性に優れている。一方、比較例１８は、発明例１８と類似の成分および製造方法であるものの、Ｃｕ量、Ｘ１、再加熱温度が本発明の範囲を外れているため、靭性、溶接熱影響部靱性が劣る。

発明例１９は、引張強さ５７０ＭＰａ程度の鋼板で高い靭性、溶接性と被削性を達成するため、合金成分のバランス、圧延及び水冷条件等を制御した製造方法で板厚４０ｍｍの鋼板を製造したものである。フェライトが全板厚範囲、特に鋼板表面近傍で安定生成しているため、引張強さは５７０ＭＰａ程度で、かつ母材靭性、溶接熱影響部靭性、被削性に優れている。一方、比較例１９は、発明例１９と類似の成分および製造方法であるものの、Ｃａ量、再加熱温度が本発明の範囲を外れているため、靭性が劣る。

発明例２０は、引張強さ５７０ＭＰａ程度の鋼板で高い靭性、溶接性と被削性を達成するため、合金成分のバランス、圧延及び水冷条件等を制御した製造方法で板厚６ｍｍの鋼板を製造したものである。フェライトが全板厚範囲、特に鋼板表面近傍で安定生成しているため、引張強さは５７０ＭＰａ程度で、かつ母材靭性、溶接熱影響部靭性、被削性に優れている。一方、比較例２０は、発明例２０と類似の成分および製造方法であるものの、Ｘ１、仕上げ圧延の全圧下率が本発明の範囲を外れているため、靭性、溶接熱影響部靱性が劣る。

発明例２１は、引張強さ５７０ＭＰａ程度の鋼板で高い靭性、溶接性と被削性を達成するため、合金成分のバランス、圧延及び水冷条件等を制御した製造方法で板厚１００ｍｍの鋼板を製造したものである。フェライトが全板厚範囲、特に鋼板表面近傍で安定生成しているため、引張強さは５７０ＭＰａ程度で、かつ母材靭性、溶接熱影響部靭性、被削性に優れている。一方、比較例２１は、発明例２１と類似の成分および製造方法であるものの、Ｎｉ量、粗圧延の全圧下率、水冷終了温度が本発明の範囲を外れているため、強度、靭性、溶接熱影響部靱性が劣る。

以上の実施例から、本発明により製造された鋼材である発明例１〜２１の鋼板は、引張強さが５７０〜７２０ＭＰａ程度で、母材靭性が高く、溶接熱影響部靭性が高く、かつ被削性に優れた鋼材であることは明白である。

Claims

鋼が、質量％で、
Ｃ：０．００５〜０．２％、
Ｓｉ：０．０１〜１％、
Ｍｎ：０．０１〜２％、
Ｐ：０．０２％以下、
Ｓ：０．０３５％以下、
Ａｌ：０．００１〜０．１％、
Ｎ：０．０１％以下を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼組成とし、Ｘ１＝Ｃ＋（Ｍｎ＋Ｃｕ＋Ｃｒ）／２０＋Ｓｉ／３０＋Ｎｉ／６０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５×Ｂで表されるＸ１が０．２４以下であり、板厚が４ｍｍ以上１０ｍｍ未満の場合には、板厚の１／４、３／４だけ鋼板上表面から内部に入った部位のフェライト分率が３０％以上９０％以下であり、板厚の１／２だけ鋼板表面から内部に入った部位のフェライト分率が２０％以上９０％以下であること、板厚が１０ｍｍ以上１００ｍｍ以下の場合には、鋼板の表裏面から２ｍｍ内部に入った部位のフェライト分率が３０％以上９０％以下であり、板厚の１／４、１／２、３／４だけ鋼板上表面から内部に入った部位のフェライト分率が２０％以上９０％以下であることを特徴とする、被削性と靭性および溶接性に優れた鋼板。
質量％で、さらに、
Ｍｏ：０．０１〜１％、
Ｃｒ：０．０１〜１％の１種または２種を含有することを特徴とする、請求項１に記載の被削性と靭性および溶接性に優れた鋼板。
質量％で、さらに、
Ｎｂ：０．００１〜０．１％、
Ｔｉ：０．００１〜０．１％、
Ｖ：０．００１〜０．１％の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または２に記載の被削性と靭性および溶接性に優れた鋼板。
質量％で、さらに、
Ｃｕ：０．００５〜１％、
Ｎｉ：０．０１〜２％、
Ｂ：０．０００２〜０．００５％の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ないし３のいずれか１項に記載の被削性と靭性および溶接性に優れた鋼板。
質量％で、さらに、
ＲＥＭ：０．０００５〜０．１％、
Ｃａ：０．０００５〜０．０２％、
Ｚｒ：０．０００５〜０．０２％、
Ｍｇ：０．０００５〜０．０２％の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ないし４のいずれか１項に記載の被削性と靭性および溶接性に優れた鋼板。
質量％で、
Ｃ：０．００５〜０．２％、
Ｓｉ：０．０１〜１％、
Ｍｎ：０．０１〜２％、
Ｐ：０．０２％以下、
Ｓ：０．０３５％以下、
Ａｌ：０．００１〜０．１％、
Ｎ：０．０１％以下を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼組成で、Ｘ１＝Ｃ＋（Ｍｎ＋Ｃｕ＋Ｃｒ）／２０＋Ｓｉ／３０＋Ｎｉ／６０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５×Ｂで表されるＸ１が０．２４以下である鋼片または鋳片を加熱した後に全圧下率が３０％以上９５％以下の粗圧延を行い、その後に第一パス噛込温度をＴ１＝３５ｌｎ（Ｘ２／２）−２５√ｔ＋１０７０、Ｘ２＝（Ｓｉ／５＋Ｍｏ＋Ｃｒ／２）／Ｍｎで表されるＴ１（℃）以下７２０℃以上、全圧下率を３０％以上９５％以下とする仕上げ圧延を行い、圧延終了後に、水量密度が０．２ｍ³／ｍ²・ｍｉｎ．以上５．０ｍ³／ｍ²・ｍｉｎ．以下の水冷を開始し、６００℃以下で水冷を終了することを特徴とする、被削性と靭性および溶接性に優れた鋼板の製造方法。ただし、ｔは板厚である。
圧延終了後に開始する水冷において、水冷開始温度以下６５０℃超の平均冷却速度が１℃／ｓ以上５℃／ｓ以下であり、かつ６５０℃以下水冷終了温度以上の平均冷却速度が１０℃／ｓ以上１００℃／ｓ以下であることを特徴とする、請求項６に記載の被削性と靭性および溶接性に優れた鋼板の製造方法。
質量％で、
Ｃ：０．００５〜０．２％、
Ｓｉ：０．０１〜１％、
Ｍｎ：０．０１〜２％、
Ｐ：０．０２％以下、
Ｓ：０．０３５％以下、
Ａｌ：０．００１〜０．１％、
Ｎ：０．０１％以下を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼組成で、Ｘ１＝Ｃ＋（Ｍｎ＋Ｃｕ＋Ｃｒ）／２０＋Ｓｉ／３０＋Ｎｉ／６０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５×Ｂで表されるＸ１が０．２４以下である鋼片または鋳片を加熱した後に全圧下率３０％以上９５％以下の粗圧延、全圧下率３０％以上９５％以下の仕上げ圧延を行い、その後空冷を行い、鋼板表面温度がＴ２＝９１０−３１０×Ｃ−８０×Ｍｎ−２０×Ｃｕ−１５×Ｃｒ−５５×Ｎｉ−８０×Ｍｏ＋０．０００６ｔ²−０．５６ｔ−８．６で表されるＴ２（℃）以下６５０℃以上で、水量密度が０．２ｍ³／ｍ²・ｍｉｎ．以上５．０ｍ³／ｍ²・ｍｉｎ．以下の水冷を開始し、５００℃以下で水冷を終了することを特徴とする、被削性と靭性および溶接性に優れた鋼板の製造方法。ただし、ｔは板厚である。
質量％で、
Ｃ：０．００５〜０．２％、
Ｓｉ：０．０１〜１％、
Ｍｎ：０．０１〜２％、
Ｐ：０．０２％以下、
Ｓ：０．０３５％以下、
Ａｌ：０．００１〜０．１％、
Ｎ：０．０１％以下を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼組成で、Ｘ１＝Ｃ＋（Ｍｎ＋Ｃｕ＋Ｃｒ）／２０＋Ｓｉ／３０＋Ｎｉ／６０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５×Ｂで表されるＸ１が０．２４以下である鋼片または鋳片を加熱した後に全圧下率３０％以上９５％以下の粗圧延、全圧下率３０％以上９５％以下の仕上げ圧延を行い、５００℃以下まで冷却し、さらに鋼板をＴ３＝０．００１７ｔ²＋０．１７ｔ＋７３０で表されるＴ３（℃）以上８５０℃以下に再加熱したのちに水冷を開始し、５００℃以下で水冷を終了することを特徴とする被削性と靭性および溶接性に優れた鋼板の製造方法。ただし、ｔは板厚である。
質量％で、さらに、
Ｍｏ：０．０１〜１％、
Ｃｒ：０．０１〜１％の１種または２種を含有することを特徴とする、請求項６ないし９のいずれか１項に記載の被削性と靭性および溶接性に優れた鋼板の製造方法。
質量％で、さらに、
Ｎｂ：０．００１〜０．１％、
Ｔｉ：０．００１〜０．１％、
Ｖ：０．００１〜０．１％の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６ないし１０のいずれか１項に記載の被削性と靭性および溶接性に優れた鋼板の製造方法。
質量％で、さらに、
Ｃｕ：０．００５〜１％、
Ｎｉ：０．０１〜２％、
Ｂ：０．０００２〜０．００５％の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６ないし１１のいずれか１項に記載の被削性と靭性および溶接性に優れた鋼板の製造方法。
質量％で、さらに、
ＲＥＭ：０．０００５〜０．１％、
Ｃａ：０．０００５〜０．０２％、
Ｚｒ：０．０００５〜０．０２％、
Ｍｇ：０．０００５〜０．０２％の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６ないし１２のいずれか１項に記載の被削性と靭性および溶接性に優れた鋼板の製造方法。