JP2004162076A - 溶接性および耐震性に優れた鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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Abstract
【課題】溶接性および耐震性に優れた鋼板の製造方法を提供する。
【解決手段】質量％で、Ｃ：０．００５〜０．２％、Ｎ：０．０００１〜０．０１％、Ａｌ：０．００１〜０．１％、Ｓｉ：０．０１〜１％、Ｍｎ：０．１〜２％、Ｐ，Ｓ：０．０２％以下、さらにＴｉ：０．００１〜０．１％、Ｖ：０．００１〜０．２％、Ｎｂ：０．００１〜０．１％の１種または２種以上を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼組成を有し、かつ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの１種または２種以上を含有する炭化物、炭窒化物、窒化物のうちで円相当直径の寸法が５０ｎｍ以上１００００ｎｍ以下のものの個数密度が５．０×１０6個／ｍｍ2未満であり、該個数密度をＴｉ、Ｎｂ、Ｖのうち該個数密度の算出対象となった炭化物、炭窒化物、窒化物が含有する種類の合金元素の添加量の総和で除した値を５．０×１０7個／（ｍｍ2・質量％）未満とした鋼板。
【選択図】 なし
【解決手段】質量％で、Ｃ：０．００５〜０．２％、Ｎ：０．０００１〜０．０１％、Ａｌ：０．００１〜０．１％、Ｓｉ：０．０１〜１％、Ｍｎ：０．１〜２％、Ｐ，Ｓ：０．０２％以下、さらにＴｉ：０．００１〜０．１％、Ｖ：０．００１〜０．２％、Ｎｂ：０．００１〜０．１％の１種または２種以上を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼組成を有し、かつ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの１種または２種以上を含有する炭化物、炭窒化物、窒化物のうちで円相当直径の寸法が５０ｎｍ以上１００００ｎｍ以下のものの個数密度が５．０×１０6個／ｍｍ2未満であり、該個数密度をＴｉ、Ｎｂ、Ｖのうち該個数密度の算出対象となった炭化物、炭窒化物、窒化物が含有する種類の合金元素の添加量の総和で除した値を５．０×１０7個／（ｍｍ2・質量％）未満とした鋼板。
【選択図】 なし
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、耐震性および溶接性に優れた鋼板及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材は、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、高い耐震性が要求される建築構造物や橋梁構造物のほか、溶接施工性や溶接熱影響部靱性が必要となる部位での使用において特に有効である。
【０００２】
【従来の技術】
鋼構造物の耐震性を高めるためには、鋼材の降伏比（ＹＲ）を低くすることと、靭性、特に、溶接熱影響部の靭性を高くすることが重要となる。また、溶接性を高めるためには、前記の溶接熱影響部の靭性を高くするのみでなく、同一の強度を低いＰｃｍで達成し、極力溶接施工性を高めることが重要である。
【０００３】
鋼材の降伏比を低減する手法としては、例えば、圧延後にＡｒ３とＡｒ１の間の温度まで冷却したのちに加速冷却を実施することで組織をフェライトとベイナイトやマルテンサイトとの混合組織とし、低ＹＲを達成する発明が開示されている（例えば、特許文献１参照）。さらに、圧延後に焼き入れた後、Ａｃ１とＡｃ３の間の温度まで再加熱し、組織の一部をオーステナイト化した後に急冷し、混合組織とする発明が開示されている（例えば、特許文献２参照）。いずれの方法も低ＹＲ化に有効ではあるが、強度を確保するためにＣを始めとする合金元素の添加量を増大し、硬質第二相となる以前のオーステナイト中の合金元素量を高める必要があるため、溶接熱影響部の靱性は低下する。つまり、ＹＲ低減と溶接熱影響部靱性の向上を両立させることは上記の従来技術では困難である。
【０００４】
一方、溶接性を確保するためにはＰｃｍを低減する必要があるが、強度を確保するためには一般的に合金元素の添加量増加が必要となるため、溶接性と強度は基本的に相反する特性となる。Ｐｃｍを極力低く抑えつつ強度を確保する手法としては、加速冷却を実施する手法がある（例えば、特許文献３参照）。この手法によれば、熱間圧延の後４００℃以下まで加速冷却を実施することにより、極力炭素当量を低く抑えた上で高い強度を確保することが可能であるが、４００℃以下の低温で水冷停止をした場合には、母材の靱性や良好な形状の確保が難しく、その適用には限界がある。一方、溶接熱影響部の靱性を向上させるための手法が開示されている（例えば、特許文献４参照）。この手法では、Ｓｉ量やｓｏｌ．Ａｌ量、Ｎ量の低減、ＴｉやＣａの添加により溶接熱影響部の靱性向上が可能であるが、高い強度が必要な場合には合金元素添加量は必然的に増大するため、溶接熱影響部靱性の抜本的向上は不可能である。
【０００５】
以上述べたように、高い溶接性と耐震性を両立することは、上記の技術では不可能であると言わざるを得ない。
【０００６】
【特許文献１】
特開平１０−２６５８４４号公報
【特許文献２】
特開平０３−１１５５２４号公報
【特許文献３】
特開昭６２−１９６３２５号公報
【特許文献４】
特開２００１−１１５６６号公報
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、上記の問題点を解消し、耐震性および溶接性に優れた鋼材及びその製造方法の提供を課題としている。
【０００８】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、制御圧延、制御冷却によって鋼板を高強度化する検討を進めた結果、圧延、水冷といった鋼板製造プロセスおよび鋼板の化学成分および析出物の存在状態を特定の範囲に制御することにより、同一の強度で比較した場合の溶接性を従来に比べて大幅に高めることが可能であること、さらに製造方法を限定することで耐震性能も高めることが可能であることを新たに知見し、この有効な範囲を限定するに至り、本発明を完成したもので、その要旨とするところは以下の通りである。
（１）質量％で、Ｃ：０．００５〜０．２％、Ｎ：０．０００１〜０．０１％、Ａｌ：０．００１〜０．１％、Ｓｉ：０．０１〜１％、Ｍｎ：０．１〜２％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０２％以下を含有し、さらにＴｉ：０．００１〜０．１％、Ｖ：０．００１〜０．２％、Ｎｂ：０．００１〜０．１％の１種または２種以上を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼組成を有し、かつ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの１種または２種以上を含有する炭化物、炭窒化物、窒化物のうちで円相当直径の寸法が５０ｎｍ以上１００００ｎｍ以下のものの個数密度が５．０×１０6個／ｍｍ2未満であり、該個数密度をＴｉ、Ｎｂ、Ｖのうち該個数密度の算出対象となった炭化物、炭窒化物、窒化物が含有する種類の合金元素の添加量の総和で除した値が５．０×１０7個／（ｍｍ2・質量％）未満であることを特徴とする、溶接性および耐震性に優れた鋼板。
（２）ミクロ組織の７０％未満がベイナイトあるいはマルテンサイトを主体とする組織であり、残部がフェライトを主体とする組織であることを特徴とする、前記（１）に記載の溶接性および耐震性に優れた鋼板。
（３）質量％で、さらに、Ｃｕ：０．００５〜１％、Ｎｉ：０．０１〜２％、Ｃｒ：０．０１〜１％、Ｍｏ：０．０１〜１％の１種または２種以上をさらに含有することを特徴とする、前記（１）または（２）に記載の溶接性および耐震性に優れた鋼板。
（４）質量％で、さらに、Ｃａ：０．０００５〜０．０２％、Ｍｇ：０．０００５〜０．０２％、ＲＥＭ：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）ないし（３）のいずれか１項に記載の溶接性および耐震性に優れた鋼板。
（５）質量％で、Ｃ：０．００５〜０．２％、Ｎ：０．０００１〜０．０１％、Ａｌ：０．００１〜０．１％、Ｓｉ：０．０１〜１％、Ｍｎ：０．１〜２％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０２％以下を含有し、さらにＴｉ：０．００１〜０．１％、Ｖ：０．００１〜０．２％、Ｎｂ：０．００１〜０．１％の１種または２種以上を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼組成を有する鋼片または鋳片を１０５０℃以上１３５０℃以下の温度域に加熱し、該温度域に２０分以上保持をした後に圧延を開始し、圧延をＡｒ３点以上９００℃以下で終了した後、２０秒以内に鋼板表面の平均冷却速度が０．５℃／ｓ以上の冷却を行い、３００℃以上で冷却を終了した後空冷することを特徴とする溶接性および耐震性に優れた鋼板の製造方法。
（６）質量％で、Ｃ：０．００５〜０．２％、Ｎ：０．０００１〜０．０１％、Ａｌ：０．００１〜０．１％、Ｓｉ：０．０１〜１％、Ｍｎ：０．１〜２％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０２％以下を含有し、さらにＴｉ：０．００１〜０．１％、Ｖ：０．００１〜０．２％、Ｎｂ：０．００１〜０．１％の１種または２種以上を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼組成を有する鋼片または鋳片を１０５０℃以上１３５０℃以下の温度域に加熱し、該温度域に２０分以上保持をした後に圧延を開始し、圧延をＡｒ３点以上９００℃以下で終了した後、２０秒以内に鋼板表面の平均冷却速度が０．５℃／ｓ以上の冷却を行い、５００℃未満で冷却を終了した後空冷し、さらにその後に９００℃未満の温度で焼き戻しを行うことを特徴とする溶接性および耐震性に優れた鋼板の製造方法。
（７）質量％で、Ｃ：０．００５〜０．２％、Ｎ：０．０００１〜０．０１％、Ａｌ：０．００１〜０．１％、Ｓｉ：０．０１〜１％、Ｍｎ：０．１〜２％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０２％以下を含有し、さらにＴｉ：０．００１〜０．１％、Ｖ：０．００１〜０．２％、Ｎｂ：０．００１〜０．１％の１種または２種以上を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼組成を有する鋼片または鋳片を１０５０℃以上１３５０℃以下の温度域に加熱し、該温度域に２０分以上保持をした後に圧延を開始し、圧延をＡｒ３点以上９００℃以下で終了した後、２０秒以内に鋼板表面の平均冷却速度が０．５℃／ｓ以上の冷却を行い、該冷却をＡｒ３点以下５００℃以上の温度域で停止し、さらに、その後、６００秒以内に鋼板表面の平均冷却速度が０．５℃／ｓ以上の冷却を行うことを特徴とする、溶接性および耐震性に優れた鋼板の製造方法。
（８）質量％で、Ｃ：０．００５〜０．２％、Ｎ：０．０００１〜０．０１％、Ａｌ：０．００１〜０．１％、Ｓｉ：０．０１〜１％、Ｍｎ：０．１〜２％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０２％以下を含有し、さらにＴｉ：０．００１〜０．１％、Ｖ：０．００１〜０．２％、Ｎｂ：０．００１〜０．１％の１種または２種以上を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼組成を有する鋼片または鋳片を１０５０℃以上１３５０℃以下の温度域に加熱し、該温度域に２０分以上保持をした後に圧延を開始し、圧延をＡｒ３点以上９００℃以下で終了した後、２０秒以内に鋼板表面の平均冷却速度が０．５℃／ｓ以上の冷却を行い、２００℃以下まで冷却した後、Ａｃ１点以上Ａｃ３点以下まで再加熱し、その後、鋼板表面の平均冷却速度が０．１℃／ｓ以上の冷却を行うことを特徴とする、溶接性および耐震性に優れた鋼板の製造方法。
（９）質量％で、さらに、Ｃｕ：０．００５〜１％、Ｎｉ：０．０１〜２％、Ｃｒ：０．０１〜１％、Ｍｏ：０．０１〜１％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（５）ないし（８）のいずれか１項に記載の溶接性および耐震性に優れた鋼板の製造方法。
（１０）質量％で、さらに、Ｃａ：０．０００５〜０．０２％、Ｍｇ：０．０００５〜０．０２％、ＲＥＭ：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（５）ないし（９）のいずれか１項に記載の溶接性および耐震性に優れた鋼板の製造方法。
（１１）加熱後の鋼片または鋳片の表面を、該表面の平均冷却速度が２℃／ｓ以上で１０５０℃以下Ａｒ3点以上の温度まで冷却し、復熱後に圧延を開始することを特徴とする、前記（５）ないし（１０）のいずれか１項に記載の溶接性および耐震性に優れた鋼板の製造方法。
（１２）圧延１パス当たりの平均圧下率が２５％以上であることを特徴とする、前記（５）ないし（１１）のいずれか１項に記載の溶接性および耐震性に優れた鋼板の製造方法。
（１３）圧延最終パスの圧下率が２５％以上であることを特徴とする、前記（５）ないし（１２）のいずれか１項に記載の溶接性および耐震性に優れた鋼板の製造方法。
（１４）圧延パス間の一部あるいは全てにおいて、鋼板の表面を該表面の平均冷却速度が２℃／ｓ以上の冷却を行い、復熱後に次の圧延パスを実施することを特徴とする、前記（５）ないし（１３）のいずれか１項に記載の溶接性および耐震性に優れた鋼板の製造方法。
【０００９】
【発明の実施の形態】
本発明を詳細に説明する。
【００１０】
本発明者らは、同一強度の鋼板で溶接性を高めるため、鋼塊の成分や鋼板製造のプロセスを多様に変化させた実験を行った結果、本発明の鋼の成分範囲で圧延、冷却といった鋼板製造プロセスを限定することにより、同一強度で高い溶接性が得られることを見いだした。さらに、併せて耐震性、すなわち降伏比を低減する手法についても検討し、溶接性と耐震性を併せて向上させるための条件も見い出した。
【００１１】
本発明で述べる溶接性とは、溶接時に割れが発生しにくい尺度と溶接熱影響部の靭性レベルを指し、具体的にはたとえば溶接割れ感受性組成Ｐｃｍや溶接熱影響部のシャルピー衝撃吸収エネルギーで評価される。前者はその値が低い方が、後者はその値が高い方が溶接性が高いとされる。なお、Ｐｃｍは一般的に以下のような成分式の形で計算される。Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋（Ｍｎ＋Ｃｕ＋Ｃｒ）／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ
本発明において最も重要な点は、析出物の存在状態を規定することである。具体的には、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの１種または２種以上を含有する炭化物、炭窒化物、窒化物のなかで円相当直径の寸法が５０ｎｍ以上１００００ｎｍ以下のものの個数密度が５．０×１０6個／ｍｍ2未満であり、該個数密度をＴｉ、Ｎｂ、Ｖのうち該個数密度の算出対象となった炭化物、炭窒化物、窒化物が含有する種類の合金元素の添加量の総和で除した値が５．０×１０7個／（ｍｍ2・質量％）未満と規定する。これは、５０ｎｍ以上１００００ｎｍの範囲にある粗大析出物は、強度増大への寄与が小さく、しかも粗大析出物の生成により鋼中に固溶したＴｉ、Ｎｂ、Ｖが減少するため、焼入性の増大による強度増加量が減少し、かつ強化に大きく寄与する微細析出物の生成量も減少するためである。つまり、粗大な析出物の量を低減することにより、固溶状態にあるＴｉ、Ｎｂ、Ｖの量が増大し、焼入性の増大や析出強化を通じて同一強度を得るためのＰｃｍを低減でき、溶接性は大幅に向上する。さらに、固溶状態にあるＴｉ、Ｎｂ、Ｖの量の増大はベイナイトやマルテンサイトの変態温度を低下させるため、組織を軟らかい組織と硬い組織の複合組織とした場合には硬い組織の硬さの増大を通じて降伏比を下げる効果も得られる。上記の炭化物、窒化物、炭窒化物の個数密度が５．０×１０6個／ｍｍ2以上の場合には前記の効果が低下するため、これを５．０×１０6個／ｍｍ2未満と限定する。また、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの１種または２種以上を含有する炭化物、炭窒化物、窒化物の絶対的個数はＴｉ、Ｎｂ、Ｖの添加量の増大とともに大きくなるため、その添加量に対して個数密度の上限値を規定する必要がある。
【００１２】
上記の個数密度をＴｉ、Ｎｂ、Ｖのうち該個数密度の算出対象となった炭化物、炭窒化物、窒化物が含有する種類の合金元素の添加量の総和で除した値が５．０×１０7個／（ｍｍ2・質量％）以上となると、たとえ炭化物、炭窒化物、窒化物の個数密度が５．０×１０6個／ｍｍ2未満であってもＴｉ、Ｎｂ、Ｖによる強度増大効果が小さくなるため、該個数密度をＴｉ、Ｎｂ、Ｖのうち該個数密度の算出対象となった炭化物、炭窒化物、窒化物が含有する種類の合金元素の添加量の総和で除した値を５．０×１０7個／（ｍｍ2・質量％）未満と規定した。なお、本発明の効果は炭化物、炭窒化物、窒化物の個数密度が５．０×１０6個／ｍｍ2未満、個数密度をＴｉ、Ｎｂ、Ｖのうち該個数密度の算出対象となった炭化物、炭窒化物、窒化物が含有する種類の合金元素の添加量の総和で除した値が５．０×１０7個／（ｍｍ2・質量％）未満で得られるが、それぞれの値が１．０×１０6個／ｍｍ2未満、１．０×１０7個／（ｍｍ2・質量％）未満の場合にはその効果が顕著となるため、望ましくはその値を１．０×１０6個／ｍｍ2未満、１．０×１０7個／（ｍｍ2・質量％）未満とする。
【００１３】
なお、ここでＴｉ、Ｎｂ、Ｖの１種または２種以上を含有する炭化物、炭窒化物、窒化物というのは、例えばＴｉＣ、ＮｂＣ、Ｖ4Ｃ3、Ｔｉ（ＣＮ）、Ｎｂ（ＣＮ）、Ｖ（ＣＮ）、ＴｉＮ、ＮｂＮ、ＶＮなどであり、さらにＴｉ、Ｎｂ、Ｖの２種以上が複合した炭化物、炭窒化物、窒化物を含む。また、前記の炭化物、炭窒化物、窒化物が他の酸化物、硫化物、炭化物、窒化物、炭窒化物、例えばＡｌ2Ｏ3、ＭｎＳ、ＡｌＮなどと複合して析出した場合にもこれを含めるものとする。
【００１４】
本発明ではＴｉ、Ｎｂ、Ｖのうち１種または２種以上を含有する炭化物、炭窒化物、窒化物の寸法が５０ｎｍ以上１００００ｎｍ以下のものを規定しているが、これら炭化物、炭窒化物、窒化物の寸法を測定する方法は以下の通りである。鋼材を文献「防食技術、第３７号、７７６〜７７８頁、１９８８年」に示すような選択的腐食技術により腐食し、この後文献「電子顕微鏡Ｑ＆Ａ、アグネ承風社」に示すような抽出レプリカ法により電子顕微鏡試料を作製し、透過型電子顕微鏡で倍率１万倍の明視野像の観察を行い、個々の粒子の面積から算出した円相当直径をもってその寸法とする。また、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖのうち１種または２種以上を含有する炭化物、炭窒化物、窒化物の個数密度は、同じく透過型電子顕微鏡で撮影した倍率１万倍の明視野写真をその総面積が１０００μｍ2以上となる枚数だけ撮影し、この領域内に存在するＴｉ、Ｎｂ、Ｖを含有する炭化物、炭窒化物、窒化物のうちその寸法が５０ｎｍ以上１００００ｎｍ以下であるものの個数を測定し、これを撮影した領域の面積で除した値とする。さらに、個数密度を添加量で除した値を算出する際の添加量は、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖのうち個数密度の算出対象となった炭化物、炭窒化物、窒化物のなかに含まれる全ての合金元素の質量％で表した添加量の総和とする。
【００１５】
降伏比を低下させるためには、次の点も重要となる。降伏比を低減するためには、硬い組織と軟い組織の混合組織とすることが有効であり、本発明では硬い組織としてベイナイトやマルテンサイト、軟い組織としてフェライト主体組織とし、ベイナイトやマルテンサイトの面積率が７０％未満と規定する。硬い組織の面積率が７０％以上となるとＹＲで８０％以下を確保することが難しいことから、ベイナイトやマルテンサイトの面積率を７０％未満とした。なお、本発明で述べるフェライト主体組織とは一部がパーライト、疑似パーライトやセメンタイトである場合も含めるものとする。
【００１６】
なお、混合組織のうちベイナイトやマルテンサイトの面積率を求める方法は以下の通りである。鋼を研磨、ナイタールエッチングした上で光学顕微鏡観察を行い、倍率５００倍で撮影総面積が１０００００μｍ２以上となる枚数だけ写真を撮影し、この組織のうちフェライトが占める面積率を測定し、残部をベイナイトおよびマルテンサイトとする。フェライトか否かの判断が難しい場合には一旦透過型電子顕微鏡の１万倍で組織を観察し、フェライト組織を確認した上で再度光学顕微鏡写真による面積率の測定を行うものとする。また、面積率の測定は、画像解析ソフトウェア等により行うことができ、フェライトに該当する領域をたとえば黒く塗りつぶし、残部を白くするトレースを行い、この面積率を自動測定する。
【００１７】
次に、合金元素の添加理由について説明する。
【００１８】
Ｃは、微細炭化物や微細炭窒化物による強度確保に必須の元素であるため、その添加量を０．００５質量％以上とする。しかし、一方でＣ量の増大は焼入性の増大や粗大析出物の生成による母材靱性や溶接性の低下を招くため、その上限を０．２質量％とする。
【００１９】
Ｎは、微細炭窒化物、微細窒化物による強度確保に必須の元素であるため、その添加量を０．０００１質量％以上とする。しかし、一方でＮ量の増大は粗大析出物の生成や母材靭性の低下を招くため、その上限を０．０１質量％とする。
【００２０】
Ａｌは、脱酸材として添加され、Ｔｉ酸化物形成量の低減を通じて微細なＴｉを含む析出物を得るために必須の元素であるため、その添加量を０．００１質量％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質量％とする。
【００２１】
Ｓｉは、強度確保及び脱酸に必要な元素であるため、その添加量を０．０１質量％以上とする。しかし、一方でＳｉ量の増大は溶接性を低下させるため、その上限を１質量％とする。
【００２２】
Ｍｎは、強化元素として有用であるが、過剰な添加は溶接性を低下させるため、その範囲を０．１質量％以上２質量％以下とする。
【００２３】
Ｐは、不純物元素であり低い方が望ましく、０．０２質量％以下とする。特に、フェライトに固溶したＰは、母材の延性を低下させるため、望ましくは０．０１５質量％以下とする。
【００２４】
Ｓは、不純物元素であり低い方が望ましく、０．０２質量％以下とする。ＳはＭｎＳの生成により母材靱性を低下させるため、望ましくは０．０１質量％以下とする。
【００２５】
Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖは、本発明において最も重要な元素であり、その一種以上が添加される必要がある。
【００２６】
Ｔｉは、微細析出物による強度確保や固溶体による焼入性増大に有効な元素であるため、その添加量を０．００１質量％以上とする。しかし、一方でＴｉ量の増大は粗大析出物の生成や焼入性の増大による母材靭性や溶接性の低下を招くため、その上限を０．１質量％とする。
【００２７】
Ｎｂは、微細析出物による強度確保や固溶体による焼入性増大に有効な元素であるため、その添加量を０．００１質量％以上とする。しかし、一方でＮｂ量の増大は粗大析出物の生成や焼入性の増大による母材靭性や溶接性の低下を招くため、その上限を０．１質量％とする。
【００２８】
Ｖは、微細析出物による強度確保に有効な元素であるため、その添加量を０．００１質量％以上とする。しかし、一方でＶ量の増大は粗大析出物の生成による母材靭性の低下を招くため、その上限を０．２質量％とする。
【００２９】
さらに、強度確保や一層の溶接性向上などのため、その他の元素の添加が有効である。以下にその限定理由を示す。
【００３０】
Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏは、強度確保の観点から必要に応じて添加される。
【００３１】
Ｃｕは、強度確保のため必要に応じて添加される。０．００５質量％未満の添加ではその効果は小さく、一方、１質量％を超える天下は溶接性を低下させるため、その範囲を０．００５〜１質量％とする。
【００３２】
Ｎｉは、強度確保のために必要に応じて添加される。０．０１質量％未満の添加ではその効果は小さく、一方、２質量％を超える添加は溶接性を低下させるため、その範囲を０．０１〜２質量％とする。
【００３３】
Ｃｒは、強度確保のために必要に応じて添加される。０．０１質量％未満の添加ではその効果は小さく、一方、１質量％を超える添加は母材靱性や溶接性を低下させるため、その範囲を０．０１〜１質量％とする。
【００３４】
Ｍｏは、強度確保のために必要に応じて添加される。０．０１質量％未満の添加ではその効果が小さく、一方、１質量％を超える添加は母材靱性や溶接性を低下させるため、その範囲を０．０１〜１質量％とする。
【００３５】
また、Ｃａ，Ｍｇ，ＲＥＭ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、必要に応じて添加する。この効果を発揮するためには、Ｃａ及びＭｇはそれぞれ０．０００５質量％以上、ＲＥＭは０．００１質量％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Ｃａ，Ｍｇで０．０２質量％、ＲＥＭで０．１質量％とする。
【００３６】
次に、本発明で規定する鋼の製造方法について説明する。最も重要な点は、圧延前の加熱、圧延、圧延最終パス後の冷却の条件をそれぞれ規定することである。
【００３７】
本発明の鋼組成を有する鋼片または鋳片を加熱する条件は、凝固時に析出したＮｂ、Ｔｉ、Ｖを含む析出物を十分に固溶するために１０５０℃以上に加熱の上この温度域に２０分以上保持する必要がある。また、１３５０℃を超える温度まで加熱したのちに２０分以上保持することは、オーステナイトの粗大化による母材靭性低下をもたらすため、これを１３５０℃以下とした。なお、保持時間については、設定加熱温度に達した後設定温度±５０℃以内にある時間を指す。また、加熱温度は鋼板表面で測定した値とし、その測定精度を高めるため３箇所以上の測定の平均値とすることが望ましい。
【００３８】
実際の鋳造から圧延に至る過程では、鋳造後の鋳片を常温まで冷却することなく直接圧延を開始する場合がある。この場合においても、鋳造後の鋼塊の温度が１０５０℃未満の場合にはＴｉ、Ｎｂ、Ｖの固溶量を増やすため１０５０℃以上１３５０℃未満に加熱の上２０分以上保持する必要があるが、１０５０℃以上の場合にはその時点でも固溶量が大きいためそのまま圧延を開始することが可能である。
【００３９】
圧延の終了温度を規定することは、微細な炭化物、炭窒化物、窒化物を生成させ、低いＰｃｍで高い強度を確保するために重要である。圧延終了温度が９００℃を超える場合には、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖを含有する微細な析出物の生成がオーステナイト中で急速に進行し、焼入性を増大させる固溶Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ量や強化に寄与する微細な析出物量が減少する。一方、圧延終了温度がＡｒ３点未満の場合は、フェライトの加工により靱性が大幅に低下するため、圧延終了温度をＡｒ３点以上９００℃以下とする。Ａｒ３点は、たとえば圧延を想定した熱加工履歴を与え、種々の温度から急冷を行った組織を観察することにより、変態が開始する温度として推定が可能である。
【００４０】
圧延を仕上げた後の鋼板に加速冷却を実施するための条件は、本発明で最も重要な製造上の要件でる。具体的には、圧延を仕上げた後２０秒以内に鋼板表面の平均冷却速度が０．５℃／ｓ以上の冷却を行う。これは、圧延後のオーステナイト中でＴｉ、Ｎｂ、Ｖの粗大析出物が生成することを極力抑制し、固溶量を確保するためである。これにより、焼入性の向上や微細析出物の生成による強度増大がはかれ、同一強度における合金元素添加量の低減を通じて溶接性を格段に向上させることができ、さらに組織を軟らかい組織と硬い組織の複合組織とした場合には硬い組織の変態温度の低下を通じて降伏比を低下させることができる。圧延を仕上げた後冷却を開始するまでの時間を２０秒超とすることや、冷却速度を０．５℃／ｓ未満とすることは、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの１種または２種以上を含有する粗大な析出物の生成量増大を招くため、圧延を仕上げた後２０秒以内に平均冷却速度０．５℃／ｓ以上で冷却することとする。圧延を仕上げた後平均冷却速度が０．５℃／ｓ以上で冷却する時間は、２０秒以内であればその効果を得られるが、１０秒以内であればその効果は一層顕著となるため、望ましくはそれを１０秒以内とする。冷却速度は０．５℃／ｓ以上であればその効果を得られるが、５℃／ｓ以上であればその効果は一層顕著となるため、望ましくはそれを５℃／ｓ以上とする。冷却速度の上限は、設備コストなどの観点から１００℃／ｓとすることが好ましい。
【００４１】
なお、圧延を仕上げた後２０秒以内とは、圧延の最終パス圧下を受けた鋼板の一部位が０．５℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却を開始されるまでの時間を意味する。鋼板表面の平均冷却速度とは、例えば放射温度計により測定された鋼板表面温度の単位時間当たりの変化量を意味し、測定精度を高めるため３箇所以上を測定してその平均値を採用することが望ましい。
【００４２】
加速冷却を開始した後、これを停止する温度については下記の４つの方法を採ることが可能である。前二者は主に溶接性を高める場合の製造方法、後二者は溶接性と耐震性を共に高める場合の製造方法である。
【００４３】
製造法の第一は、鋼板表面の平均冷却速度が０．５℃／ｓ以上の冷却を３００℃以上で停止し、以後空冷する方法であり、第二が、鋼板表面の平均冷却速度が０．５℃／ｓ以上の冷却を５００℃未満で停止し、以後９００℃未満で焼き戻しを実施する方法である。前者の場合には、変態開始までに固溶状態で残存しているＴｉ、Ｎｂ、Ｖの微細な析出物が変態時あるいは変態後に生成し、強度が大幅に増大し、さらに組織を軟らかい組織と硬い組織の複合組織とした場合には硬い組織の変態温度の低下を通じて降伏比を低下させることができる。冷却を３００℃未満で停止した場合には、母材の靱性が大幅に低下するため、冷却の停止温度を３００℃以上とする。一方、後者の場合は、５００℃未満の冷却停止で固溶状態のＴｉ、Ｎｂ、Ｖが多量に残存するが、以後の焼き戻しにより微細な析出物を多量に生成させ、強度を大幅に増大させることができる。冷却の停止温度が５００℃以上の場合は、強度を確保することが困難となるため、冷却の停止温度を５００℃未満とする。また、焼き戻し温度を９００℃以上とした場合には、強度を確保することが困難となるため、焼き戻し温度を９００℃未満とする。
【００４４】
なお、冷却停止の温度は、鋼板表面で測定された温度とし、たとえば放射温度計による測定が可能である。測定精度を高めるためには、３点以上の測定を行って平均値を採用することが望ましい。また、焼き戻しにおいては、設定した焼き戻し温度まで加熱した後、該温度に１０分以上保持した後空冷するものとする。なお、ここでの焼き戻しの保持時間とは熱処理炉に鋼板を挿入後に炉温が設定温度の上下３０℃以内に安定した時点を起点として算出した時間とする。
【００４５】
次に溶接性と耐震性を高める第三の製造方法について説明する。鋼板表面の冷却速度が０．５℃／ｓ以上の冷却の停止温度をＡｒ３点以下５００℃以上とし、さらに平均冷却速度が０．５℃／ｓ以上の冷却の停止から６００秒以内に鋼板表面の平均冷却速度が０．５℃／ｓ以上の冷却を行う。これは、最初の加速冷却の停止から６００秒以内に行う冷却により形成されるベイナイトやマルテンサイトの変態温度を、固溶状態で残存するＴｉ、Ｎｂ、Ｖの効果で低温化させ、これ以前に形成されたフェライト主体組織との複合組織とすることで、低いＹＲが達成される。また、同一の合金成分の場合に達成可能な強度も高くなるため、合金成分の低減が可能であり、溶接熱影響部の靭性もあわせて向上する。最初の平均冷却速度が０．５℃／ｓ以上の冷却の停止から次の平均冷却速度が０．５℃／ｓ以上の冷却を行うまでの時間が６００秒を超えると、フェライトの面積率が増大して強度の確保が難しくなるため、これを６００秒以内とする。冷却速度は０．５℃／ｓ未満ではベイナイトやマルテンサイトの硬さが低下することから、これを０．５℃／ｓ以上とする。上限については、設備コストを勘案して１００℃／ｓとする。
【００４６】
次に溶接性と耐震性を高める第四の製造方法について説明する。圧延を仕上げた後２０秒以内に実施する鋼板表面の平均冷却速度が０．５℃／ｓ以上の冷却を２００℃以下で停止した後、Ａｃ１点以上Ａｃ３点以下まで再加熱し、次いで鋼板表面の平均冷却速度が０．１℃／ｓ以上の冷却を行う。２００℃以下で冷却が停止した時点ではベイナイトやマルテンサイトを主体とする組織となっており、フェライト生成量は小さい。しかし、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの析出は格段に抑制されており、多量の固溶Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖが確保されている。この後でＡｃ１点以上Ａｃ３点以下までの加熱を行って組織の一部をオーステナイト化し、一部は焼き戻しによりフェライト化した後、鋼板表面の平均冷却速度が０．１℃／ｓ以上の冷却を行う。このときもオーステナイト化した組織中には多量のＴｉ、Ｎｂ、Ｖの固溶体が存在するため、引き続く鋼板表面の平均冷却速度が０．１℃／ｓ以上の冷却により硬いベイナイトやマルテンサイトが形成され、高強度かつ低いＹＲが達成される。冷却を停止する温度が２００℃超の場合には、最終的な強度確保が難しくなるため、これを２００℃以下とする。また、２００℃以下まで冷却を行ったあと加熱する温度がＡｃ１点未満である場合には、硬いベイナイトやマルテンサイトが生成せず降伏比を低下させることが困難なため、一方加熱する温度がＡｃ３点超では、組織が硬い組織と軟らかい組織の混合とならずに降伏比を低下させることが困難なため、これをＡｃ１点以上Ａｃ３点以下とする。また、Ａｃ１点以上Ａｃ３点以下まで加熱した後の冷却速度が０．１℃／ｓ未満の場合には強度が低くなるため、これを０．１℃／ｓ以上とする。
【００４７】
本発明で規定した鋼材を得るための製造方法としては、上記の条件とあわせて下記の要件を満足することが望ましい。粗圧延については、母材靱性と生産性を低下させない条件で所定の圧下を加えることが重要である。粗圧延の開始温度が９００℃未満となる場合には、加熱後に圧延を開始するまでの時間が長くなり生産性が大きく低下するため、一方、開始温度が１１００℃以上ではオーステナイトが粗大化して母材靭性が低下するため、粗圧延の開始温度は、９００℃以上１１００℃以下とするのが望ましい。粗圧延の終了温度が９００℃未満となる場合には、仕上圧延時の圧延温度が低くなり圧延能率が低下して生産性が低下するため、一方終了温度が１１００℃を超えるとオーステナイトが粗大化して母材靭性が低下するため、粗圧延の終了温度は９００℃以上１１００℃以下とするのが望ましい。また、粗圧延での圧下率が９０％を超える場合には、圧延温度が上記の範囲にある場合でもＴｉ、Ｎｂ、Ｖの１種以上を含む粗大炭化物、粗大炭窒化物、粗大窒化物の析出量が増大するため、粗圧延での圧下率は９０％以下とするのが望ましい。また、粗圧延での圧下率が２０％未満の場合にはオーステナイトが十分に微細化せず母材靭性が低下するため、粗圧延での圧下率は２０％以上とするのが望ましい。
【００４８】
なお、ここでの粗圧延とは、制御圧延による種々の効果を発現させるために行う高温側、低温側２段階の圧延のうち高温側での圧延を指し、低音側での圧延は仕上げ圧延と呼ばれる。低温側での圧延の開始にあたっては、所定の開始温度までの時間待ちが生じるのが一般的であり、低温側圧延の開始温度という管理指標の存在により粗圧延、仕上げ圧延を区別するものとする。しかし、全圧延過程の途中で圧延開始温度の管理指標が存在しない場合には、粗圧延を９００℃以上における圧延とする。また、粗圧延の開始温度や終了温度は圧延機の直前や直後に取り付けられた温度計により測定された鋼板表面の温度とし、測定精度を高めるため３点以上の平均値を採用することが望ましい。また圧下率とは、圧延前の板厚から圧延後の板厚を引いた値を圧延前の板厚で除した値の百分率表示である。
【００４９】
仕上げ圧延は、制御圧延効果を十分に得るために、１０００℃以下で開始し、フェライトの加工により母材靭性が低下するのを抑制するためこれをＡｒ３点以上とするのが望ましい。また、仕上圧延の圧下率は、充分な制御圧延効果を得るために、６０％以上とすることが望ましい。なお、上記で規定した圧下率とは、圧延前の鋼板の厚さから圧延後の厚さを引き、圧延前の鋼板厚さで除した値の百分率表示である。
【００５０】
本発明では、以下に述べる製造方法を必要に応じて組み合わせることで、鋼板の特性を一層向上することが可能である。
【００５１】
第一に、圧延開始前の冷却の制御が有効である。具体的には、加熱後の鋼片、鋳片の表面を、圧延開始前に表面の平均冷却速度が２℃／ｓ以上でＡｒ3点以上１０５０℃以下の温度まで冷却し、復熱後に圧延を開始する。圧延開始前にこの冷却を実施するのは、一旦圧延を開始した後は圧延最終パスまで間の温度待ち時間を低減できるよう予め温度を低下させるためである。これにより、圧延中あるいは圧延パス間でＴｉ、Ｎｂ、Ｖを含む粗大な析出物が生成する量を一層低減することができ、溶接性がさらに向上する。この効果は２℃／ｓ未満では小さいため、これを２℃／ｓ以上とした。冷却速度は速いほどよいが設備コストなどの観点から１００℃／ｓを上限とすることが好ましい。なお、圧延前の冷却温度をＡｒ3点以上１０５０℃以下としたのは、１０５０℃超では未再結晶域での圧下量が減少して十分な組織微細化効果が得られないためであり、Ａｒ3点以上としたのは、Ａｒ3未満の温度まで冷却すると鋼板表層部近傍ではオーステナイトとフェライトの二相域圧延となり、圧延による加工フェライトが鋼中に残存することで靱性低下を招くためである。なお、ここにいう復熱とは、冷却された表面と未冷却の内部との温度勾配が時間と共に緩和される結果、表面温度が上昇する現象であり、本発明においては、鋼板中心部の温度と表面温度の差が５０℃未満になった時点、あるいは冷却後２０秒以上経過した時点を指す。
【００５２】
第二に、圧延１パス当たりの平均圧下率を２５％以上とすることが有効である。平均圧下率を２５％以上とすることで、圧延のパス数を低減することができ、オーステナイト中でのＴｉ、Ｎｂ、Ｖの粗大な炭化物や炭窒化物の生成量を低減することが可能である。平均圧下率が２５％未満では有意な効果が得られないため、これを２５％以上とした。上限は圧延負荷の観点から５０％とすることが好ましい。なお、平均圧下率とは各圧延パスの圧下率、すなわち圧延パス前の板厚と圧延パス後の板厚の差を圧延パス前の板厚で除した値の百分率表示の平均値である。
【００５３】
第三に、圧延最終パスの圧下率を２５％以上とすることが有効である。圧延最終パスの圧下率を２５％以上とすることで、特に大きな析出強化量増大効果が得られる。なお、上限は圧延負荷の観点から５０％とすることが好ましい。
【００５４】
第四に、圧延パス間の一部あるいは全てにおいて、鋼板の表面を表面の平均冷却速度が２℃／ｓ以上の冷却を行い、復熱後に次の圧延パスを実施することが有効である。圧延パスの間に前記の冷却を実施するのは、圧延パス間でＴｉ、Ｎｂ、Ｖの１種または２種以上を含む粗大な炭化物、炭窒化物、窒化物の生成量を低減するためである。さらに、鋼板表層部と中心部に温度差をつけることで内部の変形抵抗を相対的に小さくして、板厚中心部への加工下部組織の導入を促進し、これにより組織を微細化して板厚中心部の靱性を高める効果もある。パス間冷却を行うことにより圧延開始から終了までの時間が短縮され、生産性の向上にも大きく寄与する。パス間の冷却によるＴｉ、Ｎｂ、Ｖの１種または２種以上を含む粗大析出物の生成量抑制効果は、圧延パス間の鋼板表面における平均冷却速度が２℃／ｓ未満では効果が小さいため、２℃／ｓ以上とする必要がある。冷却速度は速いほどよいが設備コストなどの観点から１００℃／ｓを上限とすることが好ましい。圧延パス間の冷却については必ずしも全圧延パス間について実施する必要はなく、要求される靱性に応じてそれを選択することができる。圧延パス間の冷却開始温度及び停止温度は、この圧延パス間冷却がオーステナイトの再結晶温度域及び未再結晶温度域の両方で効果を有することから、上限を圧延開始温度とする。一方、Ａｒ3点以下に冷却された場合には、引き続く圧延によりフェライトが加工され靱性が低下するため、圧延パス間冷却の停止温度の下限を鋼板表面温度でＡｒ3点以上とすることが好ましい。なお、ここにいう復熱とは、冷却された表面と未冷却の内部との温度勾配が時間と共に緩和される結果、表面温度が上昇する現象であり、本発明においては、鋼板中心部の温度と表面温度の差が１００℃未満になった時点、あるいは冷却後５秒以上経過した時点を指す。
【００５５】
以上のように作製された鋼材は従来に比べて格段に低い合金元素添加量で高い強度を確保できることから、溶接熱影響部靱性に優れている。
【００５６】
【実施例】
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２０〜８０ｍｍの鋼板について、母材の引張強さ、降伏比、靱性および溶接熱影響部靱性を評価した。鋼板の化学成分とＣｅｑ．、Ｐｃｍ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖを含有する炭化物、炭窒化物、窒化物のなかで５０ｎｍ以上１００００ｎｍ以下のものの個数密度、個数密度を合金元素の添加量で除した値、ベイナイトとマルテンサイトの面積率を表１、表２（表１の続き１）、表３（表１の続き２）、表４（表１の続き３）、表５（表１の続き４）、表６（表１の続き５）に、製造条件を表７、表８（表７の続き１）、表９（表７の続き２）、表１０（表７の続き３）、表１１（表７の続き４）、表１２（表７の続き５）に、母材の引張強さ、降伏比、靱性および溶接熱影響部靱性を表１３、表１４（表１３の続き）に示す。
【００５７】
なお、表７，８，１０，１１において復熱圧延実施有無とあるのは、先に説明したように、鋼片、鋳片あるいは鋼板の表面を所定の冷却速度で冷却し、復熱後に圧延を行なう処理の有無を表わすものである。
【００５８】
引張強さ、降伏比は、鋼板の１／４ｔ部（板厚中心と表面との中間）から圧延方向に垂直に採取したＪＩＳ４号サブサイズ引張試験片を用いて常温試験により測定した。母材靱性は、鋼板の１／４ｔ部から圧延方向と試験片の長手方向が垂直になるように、さらにノッチが板厚貫通方向となるように採取したＪＩＳ４号シャルピー試験片を用い、−２０℃で試験を実施し、衝撃吸収エネルギーを測定した。なお、引張強さについては同一条件で実施した２本の試験結果の平均値を採用し、母材靱性については同一温度で３本の試験を実施し、その平均値を採用した。溶接熱影響部靱性は、鋼板に入熱１０ｋＪ／ｍｍのサブマージアーク溶接を実施し、ノッチ底部位が１／４ｔ、ボンドに対応するように採取したシャルピー試験片により−２０℃での衝撃吸収エネルギーとして測定した。試験は同一温度で３本実施し、その平均値を採用した。
【００５９】
発明例１は、０．１６という非常に低いＣｅｑ．で引張強さ４００ＭＰａ程度を達成するため、析出元素のＮｂを添加し、さらに仕上圧延後２０秒以内の加速冷却を実施したものである。粗大析出物の生成量が少ないため、強度は４００ＭＰａを超え、さらに低Ｃｅｑ．のため母材靱性、溶接熱影響部靱性に優れ、低Ｐｃｍであることから溶接性にも優れている。一方、比較例１は、仕上圧延後に加速冷却を開始するまでの時間が２０秒を超えているため、粗大析出物が多量に生成し、強度が低く、発明例１に比べて母材強度と溶接性のバランスが大きく劣っている。また比較例２は、仕上圧延後に加速冷却を開始するまでの時間は２０秒以内であるものの、Ａｌ量が本発明の成分範囲を外れているため、母材靱性、溶接熱影響部靱性が大幅に低下しており、発明例１に比べて母材強度と溶接性のバランスが大きく劣っている。
【００６０】
発明例２は、０．１６という非常に低いＣｅｑ．で引張強さ４００ＭＰａ程度を達成するため、析出元素のＴｉを添加し、さらに仕上圧延後２０秒以内の加速冷却を実施したものである。粗大析出物の生成量が少ないため、強度は４００ＭＰａを超え、さらに低Ｃｅｑ．のため母材靱性、溶接熱影響部靱性に優れ、低Ｐｃｍであることから溶接性にも優れている。一方、比較例３は、Ｃ量が本発明の範囲を超えているために母材靱性と溶接熱影響部靱性が大幅に低下し、発明例２に比べて母材強度と溶接性のバランスが大きく劣っている。
【００６１】
発明例３は、０．１８という非常に低いＣｅｑ．で引張強さ４００ＭＰａ程度を達成しするために析出元素のＶを添加し、仕上圧延後２０秒以内の加速冷却を行い、さらに降伏比を低減するために二段階の加速冷却を実施したものである。粗大析出物の生成量が少ないため、強度は４００ＭＰａを超え、低Ｃｅｑ．のため母材靱性、溶接熱影響部靱性に優れ、低Ｐｃｍであることから溶接性に優れ、さらに降伏比が低下している。一方、比較例４は、仕上圧延後に加速冷却を開始するまでの時間が２０秒を超えているため、粗大析出物が多量に生成し、強度が低く、降伏比が高く、発明例３に比べて母材強度と溶接性、耐震性のバランスが大きく劣っている。
【００６２】
発明例４は、０．１８という非常に低いＣｅｑ．で引張強さ４００ＭＰａ程度を達成するため、析出元素のＴｉとＮｂを添加し、さらに仕上圧延後２０秒以内の加速冷却を行い、降伏比を低減するために二段階の加速冷却を実施したものである。粗大析出物の生成量が少ないため、強度は４００ＭＰａを超え、低Ｃｅｑ．のため母材靱性、溶接熱影響部靱性に優れ、低Ｐｃｍであることから溶接性も優れ、さらに降伏比も低い。一方、比較例５は、仕上圧延後に加速冷却を開始するまでの時間が２０秒を超えているため、粗大析出物が多量に生成し、強度が低く、さらにＮ量が本発明の範囲を超えているために母材靱性と溶接熱影響部靱性が大きく低下しており、発明例４に比べて母材強度と溶接性、耐震性のバランスが大きく劣っている。
【００６３】
発明例５は、０．１８という非常に低いＣｅｑ．で引張強さ４００ＭＰａ程度を達成するため、析出元素のＴｉとＶを添加し、仕上圧延後２０秒以内の加速冷却を行い、さらに降伏比を低減するために加速冷却後に二相域までの再加熱を実施したものである。粗大析出物の生成量が少ないため、強度は４００ＭＰａを超え、さらに低Ｃｅｑ．、Ｃａ添加のため母材靱性、溶接熱影響部靱性に優れ、低Ｐｃｍであることから溶接性に優れ、さらに降伏比が低い。一方、比較例６は、仕上圧延後に加速冷却を開始するまでの時間が２０秒を超えているため、降伏比が高く、Ｓｉ量が本発明の範囲を超えているために母材靱性と溶接熱影響部靱性が大きく低下しており、発明例５に比べて母材強度と溶接性、耐震性のバランスが大きく劣っている。
【００６４】
発明例６は、０．１６という非常に低いＣｅｑ．で引張強さ４００ＭＰａ程度を達成するため、析出元素のＴｉとＮｂを添加し、仕上圧延後１０秒以内の加速冷却を行い、さらに降伏比を低減するため加速冷却後に二相域までの再加熱を実施したものである。粗大析出物の生成量が少ないため、強度は４００ＭＰａを超え、さらに低Ｃｅｑ．、Ｍｇ添加のため母材靱性、溶接熱影響部靱性に優れ、低Ｐｃｍであることから溶接性に優れ、さらに降伏比が低い。一方、比較例７は、仕上圧延後に加速冷却を開始するまでの時間が２０秒を超えているため、降伏比が高く、Ｍｎ量が本発明の範囲を超えているために母材靱性と溶接熱影響部靱性が大きく低下しており、発明例６に比べて母材強度と溶接性、耐震性のバランスが大きく劣っている。
【００６５】
発明例７は、０．２６という非常に低いＣｅｑ．で引張強さ５００ＭＰａ程度を達成するため、析出元素のＴｉを添加し、仕上圧延後２０秒以内の加速冷却を実施したものである。粗大析出物の生成量が少ないため、強度は５００ＭＰａを超え、さらに低Ｃｅｑ．のため母材靱性、溶接熱影響部靱性に優れ、さらに低Ｐｃｍであることから溶接性に優れている。一方、比較例８は、仕上圧延後に加速冷却を開始するまでの時間が２０秒を超えているため、粗大析出物が多量に生成し、強度が低く、発明例７に比べて母材強度と溶接性のバランスが大きく劣っている。また、比較例９は、Ｃ量が本発明の範囲を超えているために母材靱性と溶接熱影響部靱性が大きく低下しており、発明例７に比べて母材強度と溶接性のバランスが大きく劣っている。
【００６６】
発明例８は、０．２８という非常に低いＣｅｑ．で引張強さ５００ＭＰａ程度を達成するため、析出元素のＶ、Ｎｂを添加し、仕上圧延後２０秒以内の加速冷却を実施したものである。粗大析出物の生成量が少ないため、強度は５００ＭＰａを超え、さらに低Ｃｅｑ．、Ｍｇ添加のため母材靱性、溶接熱影響部靱性に優れ、さらに低Ｐｃｍであることから溶接性に優れている。一方、比較例１０は、仕上圧延後に加速冷却を開始するまでの時間が２０秒を超えているため、粗大析出物が多量に生成し、強度が低く、発明例８に比べて母材強度と溶接性のバランスが大きく劣っている。
【００６７】
発明例９は、０．２７という非常に低いＣｅｑ．で引張強さ５００ＭＰａ程度を達成するため、析出元素のＮｂを添加し、仕上圧延後２０秒以内の加速冷却を実施したものである。粗大析出物の生成量が少ないため、強度は５００ＭＰａを超え、さらに低Ｃｅｑ．のため母材靱性、溶接熱影響部靱性に優れ、さらに低Ｐｃｍであることから溶接性に優れている。一方、比較例１１は、仕上圧延後に加速冷却を開始するまでの時間が２０秒を超えているため、粗大析出物が多量に生成し、強度が低く、発明例９に比べて母材強度と溶接性のバランスが大きく劣っている。
【００６８】
発明例１０は、０．２８という非常に低いＣｅｑ．で引張強さ５００ＭＰａ程度を達成するため、析出元素のＮｂを添加し、仕上圧延後２０秒以内の加速冷却を実施したものである。粗大析出物の生成量が少ないため、強度は５００ＭＰａを超え、さらに低Ｃｅｑ．のため母材靱性、溶接熱影響部靱性に優れ、さらに低Ｐｃｍであることから溶接性に優れている。一方、比較例１２は、仕上圧延後に加速冷却を開始するまでの時間が２０秒を超えているため、粗大析出物が多量に生成し、強度が低く、発明例１０に比べて母材強度と溶接性のバランスが大きく劣っている。
【００６９】
発明例１１は、０．２６という非常に低いＣｅｑ．で引張強さ５００ＭＰａ程度を達成するため、析出元素のＴｉを添加し、仕上圧延後２０秒以内の加速冷却を実施したものである。粗大析出物の生成量が少ないため、強度は５００ＭＰａを超え、さらに低Ｃｅｑ．のため母材靱性、溶接熱影響部靱性に優れ、さらに低Ｐｃｍであることから溶接性に優れている。一方、比較例１３は、仕上圧延後に加速冷却を開始するまでの時間が２０秒を超えているため、粗大析出物が多量に生成し、強度が低く、さらにＮが本発明の範囲を超えて添加されているために母材および溶接熱影響部の靱性が低く、発明例１１に比べて母材強度と溶接性のバランスが大きく劣っている。
【００７０】
発明例１２は、０．２６という非常に低いＣｅｑ．で引張強さ５００ＭＰａ程度を達成するため、析出元素のＶ、Ｎｂを添加し、仕上圧延後２０秒以内の加速冷却を実施したものである。粗大析出物の生成量が少ないため、強度は５００ＭＰａを超え、さらに低Ｃｅｑ．、ＲＥＭ添加のため母材靱性、溶接熱影響部靱性に優れ、さらに低Ｐｃｍであることから溶接性に優れている。一方、比較例１４は、仕上圧延後に加速冷却を開始するまでの時間が２０秒を超えているため、粗大析出物が多量に生成し、強度が低く、さらにＡｌが本発明の範囲を超えて添加されているために母材および溶接熱影響部の靱性が低く、発明例１２に比べて母材強度と溶接性のバランスが大きく劣っている。
【００７１】
発明例１３は、０．２６という非常に低いＣｅｑ．で引張強さ５００ＭＰａ程度を達成するため、析出元素のＮｂを添加し、仕上圧延後２０秒以内の加速冷却を実施したものである。粗大析出物の生成量が少ないため、強度は５００ＭＰａを超え、さらに低Ｃｅｑ．、Ｃａ添加のため母材靱性、溶接熱影響部靱性に優れ、さらに低Ｐｃｍであることから溶接性に優れている。一方、比較例１５は、仕上圧延後に加速冷却を開始するまでの時間が２０秒を超えているため、粗大析出物が多量に生成し、強度が低く、さらに加熱温度が本発明の範囲を超えているために母材靱性が低く、発明例１３に比べて母材強度と溶接性のバランスが大きく劣っている。
【００７２】
発明例１４は、０．２４という非常に低いＣｅｑ．で引張強さ５００ＭＰａ程度を達成するため、析出元素のＴｉ、Ｎｂを添加し、仕上圧延後１０秒以内の加速冷却を実施したものである。粗大析出物の生成量が少ないため、強度は５００ＭＰａを超え、さらに低Ｃｅｑ．、Ｃａ添加のため母材靱性、溶接熱影響部靱性に優れ、さらに低Ｐｃｍであることから溶接性に優れている。一方、比較例１６は、仕上圧延後に加速冷却を開始するまでの時間が２０秒を超えているため、粗大析出物が多量に生成し、強度が低く、さらに加熱温度が本発明の範囲を超えているために母材靱性が低く、発明例１４に比べて母材強度と溶接性のバランスが大きく劣っている。
【００７３】
発明例１５は、０．２９という非常に低いＣｅｑ．で引張強さ５００ＭＰａ程度を達成するため、析出元素のＶを添加し、仕上圧延後２０秒以内の加速冷却を行い、さらに降伏比を低減するために二段階の加速冷却を実施したものである。粗大析出物の生成量が少ないため、強度は５００ＭＰａを超え、さらに低Ｃｅｑ．のため母材靱性、溶接熱影響部靱性に優れ、低Ｐｃｍであることから溶接性に優れ、さらに降伏比が低い。一方、比較例１７は、仕上圧延後に加速冷却を開始するまでの時間が２０秒を超えているため、粗大析出物が多量に生成し、強度が低く、降伏比が高く、発明例１５に比べて母材強度と溶接性、耐震性のバランスが大きく劣っている。
【００７４】
発明例１６は、０．２９という非常に低いＣｅｑ．で引張強さ５００ＭＰａ程度を達成するため、析出元素のＮｂを添加し、仕上圧延後２０秒以内の加速冷却を行い、さらに降伏比を低減するために二段階の加速冷却を実施したものである。粗大析出物の生成量が少ないため、強度は５００ＭＰａを超え、さらに低Ｃｅｑ．のため母材靱性、溶接熱影響部靱性に優れ、低Ｐｃｍであることから溶接性に優れ、さらに降伏比が低い。一方、比較例１８は、仕上圧延後に加速冷却を開始するまでの時間が２０秒を超えているため、粗大析出物が多量に生成し、強度が低く、降伏比が高く、発明例１６に比べて母材強度と溶接性、耐震性のバランスが大きく劣っている。
【００７５】
発明例１７は、０．２９という非常に低いＣｅｑ．で引張強さ５００ＭＰａ程度を達成するため、析出元素のＴｉ、Ｖを添加し、仕上圧延後２０秒以内の加速冷却を行い、さらに降伏比を低減するために二段階の加速冷却を実施したものである。粗大析出物の生成量が少ないため、強度は５００ＭＰａを超え、さらに低Ｃｅｑ．のため母材靱性、溶接熱影響部靱性に優れ、低Ｐｃｍであることから溶接性に優れ、さらに降伏比が低い。一方、比較例１９は、仕上圧延後に加速冷却を開始するまでの時間が２０秒を超えているため、粗大析出物が多量に生成し、降伏比が高く、さらにＣ量が本発明の範囲を超えているために母材および溶接熱影響部の靱性が大幅に低下しており、発明例１７に比べて母材強度と溶接性、耐震性のバランスが大きく劣っている。
【００７６】
発明例１８は、０．２７という非常に低いＣｅｑ．で引張強さ５００ＭＰａ程度を達成するため、析出元素のＮｂを添加し、仕上圧延後２０秒以内の加速冷却を行い、さらに降伏比を低減するために二段階の加速冷却を実施したものである。粗大析出物の生成量が少ないため、強度は５００ＭＰａを超え、さらに低Ｃｅｑ．、Ｍｇ添加のため母材靱性、溶接熱影響部靱性に優れ、低Ｐｃｍであることから溶接性に優れ、さらに降伏比が低い。一方、比較例２０は、仕上圧延後に加速冷却を開始するまでの時間が２０秒を超えているため、粗大析出物が多量に生成し、強度が低く、降伏比が高く、さらにＮ量が本発明の範囲を超えているために母材および溶接熱影響部の靱性が大幅に低下しており、発明例１８に比べて母材強度と溶接性、耐震性のバランスが大きく劣っている。
【００７７】
発明例１９は、０．２９という非常に低いＣｅｑ．で引張強さ５００ＭＰａ程度を達成するため、析出元素のＴｉ、Ｖを添加し、仕上圧延後２０秒以内の加速冷却を行い、さらに降伏比を低減するために加速冷却後に二相域までの再加熱を実施したものである。粗大析出物の生成量が少ないため、強度は５００ＭＰａを超え、さらに低Ｃｅｑ．、Ｃａ、ＲＥＭ添加のため母材靱性、溶接熱影響部靱性に優れ、低Ｐｃｍであることから溶接性に優れ、さらに降伏比が低い。一方、比較例２１は、仕上圧延後に加速冷却を開始するまでの時間が２０秒を超えているため、粗大析出物が多量に生成し、強度が低く、降伏比が高く、発明例１９に比べて母材強度と溶接性、耐震性のバランスが大きく劣っている。
【００７８】
発明例２０は、０．２７という非常に低いＣｅｑ．で引張強さ５００ＭＰａ程度を達成するため、析出元素のＶ、Ｎｂを添加し、仕上圧延後２０秒以内の加速冷却を行い、さらに降伏比を低減するために加速冷却後に二相域までの再加熱を実施したものである。粗大析出物の生成量が少ないため、強度は５００ＭＰａを超え、さらに低Ｃｅｑ．、Ｃａ、Ｍｇ添加のため母材靱性、溶接熱影響部靱性に優れ、低Ｐｃｍであることから溶接性に優れ、さらに降伏比が低い。一方、比較例２２は、仕上圧延後に加速冷却を開始するまでの時間が２０秒を超えているため、粗大析出物が多量に生成し、強度が低く、降伏比が高く、さらに加熱温度が本発明の範囲を超えているために母材靱性が大きく低下しており、発明例２０に比べて母材強度と溶接性、耐震性のバランスが大きく劣っている。
【００７９】
発明例２１は、０．２５という非常に低いＣｅｑ．で引張強さ５００ＭＰａ程度を達成するため、析出元素のＴｉ、Ｎｂを添加し、仕上圧延後１０秒以内の加速冷却を行い、さらに降伏比を低減するために加速冷却後に二相域までの再加熱を実施したものである。粗大析出物の生成量が少ないため、強度は５００ＭＰａを超え、さらに低Ｃｅｑ．、ＲＥＭ添加のため母材靱性、溶接熱影響部靱性に優れ、低Ｐｃｍであることから溶接性に優れ、さらに降伏比が低い。一方、比較例２３は、仕上圧延後に加速冷却を開始するまでの時間が２０秒を超えているため、粗大析出物が多量に生成し、強度が低く、降伏比が高く、さらに圧延の仕上温度が本発明の範囲を下回っているために母材靱性が大きく低下しており、発明例２１に比べて母材強度と溶接性、耐震性のバランスが大きく劣っている。
【００８０】
発明例２２は、０．３０という非常に低いＣｅｑ．で引張強さ６００ＭＰａ程度を達成するため、析出元素のＶを添加し、仕上圧延後２０秒以内の加速冷却を実施したものである。粗大析出物の生成量が少ないため、強度は６００ＭＰａを超え、さらに低Ｃｅｑ．のため母材靱性、溶接熱影響部靱性に優れ、さらに低Ｐｃｍであることから溶接性に優れている。一方、比較例２４は、仕上圧延後に加速冷却を開始するまでの時間が２０秒を超えているため、粗大析出物が多量に生成し、強度が低く、発明例２２に比べて母材強度と溶接性のバランスが大きく劣っている。比較例２５は、Ｎ量が本発明の範囲を超えているため、粗大析出物が多量に生成し、強度が低く、さらに母材および溶接熱影響部の靱性が大幅に低下しており、発明例２２に比べて母材強度と溶接性のバランスが大きく劣っている。比較例２６は、Ｖ量が本発明の範囲を超えているため、粗大析出物が多量に生成し、強度が低く、さらに母材および溶接熱影響部の靱性が大幅に低下しており、発明例２２に比べて母材強度と溶接性のバランスが大きく劣っている。
【００８１】
発明例２３は、０．２９という非常に低いＣｅｑ．で引張強さ６００ＭＰａ程度を達成するため、析出元素のＴｉ、Ｎｂを添加し、仕上圧延後２０秒以内の加速冷却を実施したものである。粗大析出物の生成量が少ないため、強度は６００ＭＰａを超え、さらに低Ｃｅｑ．のため母材靱性、溶接熱影響部靱性に優れ、さらに低Ｐｃｍであることから溶接性に優れている。一方、比較例２７は、仕上圧延後に加速冷却を開始するまでの時間が２０秒を超えているため、粗大析出物が多量に生成し、強度が低く、発明例２３に比べて母材強度と溶接性のバランスが大きく劣っている。比較例２８は、Ｎｂ量が本発明の範囲を超えているため、粗大析出物が多量に生成し、強度が低く、さらに母材および溶接熱影響部の靱性が大幅に低下しており、発明例２３に比べて母材強度と溶接性のバランスが大きく劣っている。
【００８２】
発明例２４は、０．２７という非常に低いＣｅｑ．で引張強さ６００ＭＰａ程度を達成するため、析出元素のＴｉ、Ｎｂを添加し、仕上圧延後１０秒以内の加速冷却を実施したものである。粗大析出物の生成量が少ないため、強度は６００ＭＰａを超え、さらに低Ｃｅｑ．のため母材靱性、溶接熱影響部靱性に優れ、さらに低Ｐｃｍであることから溶接性に優れている。一方、比較例２９は、仕上圧延後に加速冷却を開始するまでの時間が２０秒を超えているため、粗大析出物が多量に生成し、強度が低く、さらにスラブ（鋼片または鋳片）の加熱温度が本発明の範囲を超えているため、母材の靱性が大幅に低下しており、発明例２４に比べて母材強度と溶接性のバランスが大きく劣っている。
【００８３】
発明例２５は、０．２８という非常に低いＣｅｑ．で引張強さ６００ＭＰａ程度を達成するため、析出元素のＴｉ、Ｖを添加し、仕上圧延後２０秒以内の加速冷却を実施したものである。粗大析出物の生成量が少ないため、強度は６００ＭＰａを超え、さらに低Ｃｅｑ．のため母材靱性、溶接熱影響部靱性に優れ、さらに低Ｐｃｍであることから溶接性に優れている。一方、比較例３０は、仕上圧延後に加速冷却を開始するまでの時間が２０秒を超えているため、粗大析出物が多量に生成し、強度が低く、発明例２５に比べて母材強度と溶接性のバランスが大きく劣っている。
【００８４】
発明例２６は、０．２７という非常に低いＣｅｑ．で引張強さ６００ＭＰａ程度を達成するため、析出元素のＴｉ、Ｎｂを添加し、仕上圧延後２０秒以内の加速冷却を実施したものである。粗大析出物の生成量が少ないため、強度は６００ＭＰａを超え、さらに低Ｃｅｑ．のため母材靱性、溶接熱影響部靱性に優れ、さらに低Ｐｃｍであることから溶接性に優れている。一方、比較例３１は、仕上圧延後に加速冷却を開始するまでの時間が２０秒を超えているため、粗大析出物が多量に生成し、強度が低く、さらに仕上圧延の終了温度が本発明の範囲を下回っているために母材靱性が大幅に低下しており、発明例２６に比べて母材強度と溶接性のバランスが大きく劣っている。
【００８５】
発明例２７は、０．２９という非常に低いＣｅｑ．で引張強さ６００ＭＰａ程度を達成するため、析出元素のＶを添加し、仕上圧延後２０秒以内の加速冷却を実施したものである。粗大析出物の生成量が少ないため、強度は６００ＭＰａを超え、さらに低Ｃｅｑ．のため母材靱性、溶接熱影響部靱性に優れ、さらに低Ｐｃｍであることから溶接性に優れている。一方、比較例３２は、仕上圧延後に加速冷却を開始するまでの時間が２０秒を超えているため、粗大析出物が多量に生成し、強度が低く、発明例２７に比べて母材強度と溶接性のバランスが大きく劣っている。
【００８６】
発明例２８は、０．２９という非常に低いＣｅｑ．で引張強さ６００ＭＰａ程度を達成するため、析出元素のＮｂを添加し、仕上圧延後２０秒以内の加速冷却を実施したものである。粗大析出物の生成量が少ないため、強度は６００ＭＰａを超え、さらに低Ｃｅｑ．のため母材靱性、溶接熱影響部靱性に優れ、さらに低Ｐｃｍであることから溶接性に優れている。一方、比較例３３は、仕上圧延後に加速冷却を開始するまでの時間が２０秒を超えているため、粗大析出物が多量に生成し、強度が低く、さらにスラブ（鋼片または鋳片）の加熱温度が本発明の範囲を超えているために、母材靱性が大幅に低下しており、発明例２８に比べて母材強度と溶接性のバランスが大きく劣っている。
【００８７】
発明例２９は、０．２６という非常に低いＣｅｑ．で引張強さ６００ＭＰａ程度を達成するため、析出元素のＴｉ、Ｎｂを添加し、仕上圧延後１０秒以内の加速冷却を実施したものである。粗大析出物の生成量が少ないため、強度は６００ＭＰａを超え、さらに低Ｃｅｑ．、Ｍｇ添加のため母材靱性、溶接熱影響部靱性に優れ、さらに低Ｐｃｍであることから溶接性に優れている。一方、比較例３４は、仕上圧延後に加速冷却を開始するまでの時間が２０秒を超えているため、粗大析出物が多量に生成し、強度が低く、さらにＮｂ量が本発明の範囲を大幅に超えているため、母材および溶接熱影響部の靱性が大幅に低下しており、発明例２９に比べて母材強度と溶接性のバランスが大きく劣っている。
【００８８】
発明例３０は、０．３０という非常に低いＣｅｑ．で引張強さ６００ＭＰａ程度を達成するため、析出元素のＶ、Ｎｂを添加し、仕上圧延後２０秒以内の加速冷却を行い、さらに降伏比を低減するために二段階の加速冷却を実施したものである。粗大析出物の生成量が少ないため、強度は６００ＭＰａを超え、さらに低Ｃｅｑ．のため母材靱性、溶接熱影響部靱性に優れ、低Ｐｃｍであることから溶接性に優れ、さらに降伏比が低い。一方、比較例３５は、仕上圧延後に加速冷却を開始するまでの時間が２０秒を超えているため、粗大析出物が多量に生成し、強度が低く、降伏比が高く、発明例３０に比べて母材強度と溶接性、耐震性のバランスが大きく劣っている。
【００８９】
発明例３１は、０．３０という非常に低いＣｅｑ．で引張強さ６００ＭＰａ程度を達成するため、析出元素のＴｉ、Ｖを添加し、仕上圧延後２０秒以内の加速冷却を行い、さらに降伏比を低減するために二段階の加速冷却を実施したものである。粗大析出物の生成量が少ないため、強度は６００ＭＰａを超え、さらに低Ｃｅｑ．のため母材靱性、溶接熱影響部靱性に優れ、低Ｐｃｍであることから溶接性に優れ、さらに降伏比が低い。一方、比較例３６は、仕上圧延後に加速冷却を開始するまでの時間が２０秒を超えているため、粗大析出物が多量に生成し、強度が低く、降伏比が高く、さらにＴｉ量が本発明の範囲を超えているために母材および溶接熱影響部の靱性が大幅に低下しており、発明例３１に比べて母材強度と溶接性、耐震性のバランスが大きく劣っている。
【００９０】
発明例３２は、０．２７という非常に低いＣｅｑ．で引張強さ６００ＭＰａ程度を達成するため、析出元素のＴｉ、Ｎｂを添加し、仕上圧延後１０秒以内の加速冷却を行い、さらに降伏比を低減するために二段階の加速冷却を実施したものである。粗大析出物の生成量が少ないため、強度は６００ＭＰａを超え、さらに低Ｃｅｑ．、Ｃａ添加のため母材靱性、溶接熱影響部靱性に優れ、低Ｐｃｍであることから溶接性に優れ、さらに降伏比が低い。一方、比較例３７は、仕上圧延後に加速冷却を開始するまでの時間が２０秒を超えているため、粗大析出物が多量に生成し、強度が低く、降伏比が高く、さらに圧延の仕上終了温度が本発明の範囲を下回っていることから母材靱性が大幅に低下しており、発明例３２に比べて母材強度と溶接性、耐震性のバランスが大きく劣っている。
【００９１】
発明例３３は、０．３０という非常に低いＣｅｑ．で引張強さ６００ＭＰａ程度を達成するため、析出元素のＶ、Ｎｂを添加し、仕上圧延後２０秒以内の加速冷却を行い、さらに降伏比を低減するために加速冷却後に二相域までの再加熱を実施したものである。粗大析出物の生成量が少ないため、強度は６００ＭＰａを超え、さらに低Ｃｅｑ．のため母材靱性、溶接熱影響部靱性に優れ、低Ｐｃｍであることから溶接性に優れ、さらに降伏比が低い。一方、比較例３８は、仕上圧延後に加速冷却を開始するまでの時間が２０秒を超えているため、粗大析出物が多量に生成し、強度が低く、降伏比が高く、発明例３３に比べて母材強度と溶接性、耐震性のバランスが大きく劣っている。
【００９２】
発明例３４は、０．２８という非常に低いＣｅｑ．で引張強さ６００ＭＰａ程度を達成するため、析出元素のＴｉを添加し、仕上圧延後２０秒以内の加速冷却を行い、さらに降伏比を低減するために加速冷却後に二相域までの再加熱を実施したものである。粗大析出物の生成量が少ないため、強度は６００ＭＰａを超え、さらに低Ｃｅｑ．、ＲＥＭ添加のため母材靱性、溶接熱影響部靱性に優れ、低Ｐｃｍであることから溶接性に優れ、さらに降伏比が低い。一方、比較例３９は、仕上圧延後に加速冷却を開始するまでの時間が２０秒を超えているため、粗大析出物が多量に生成し、降伏比が高く、さらにＣ量が本発明の範囲を超えているため、母材および溶接熱影響部の靱性が大幅に低下しており、発明例３４に比べて母材強度と溶接性、耐震性のバランスが大きく劣っている。
【００９３】
発明例３５は、０．２８という非常に低いＣｅｑ．で引張強さ６００ＭＰａ程度を達成するため、析出元素のＶ、Ｎｂを添加し、仕上圧延後２０秒以内の加速冷却を行い、さらに降伏比を低減するために加速冷却後に二相域までの再加熱を実施したものである。粗大析出物の生成量が少ないため、強度は６００ＭＰａを超え、さらに低Ｃｅｑ．、Ｍｇ添加のため母材靱性、溶接熱影響部靱性に優れ、低Ｐｃｍであることから溶接性に優れ、さらに降伏比が低い。一方、比較例４０は、仕上圧延後に加速冷却を開始するまでの時間が２０秒を超えているため、粗大析出物が多量に生成し、強度が低く、降伏比が高く、さらに圧延の仕上温度が本発明の範囲を下回っているため、母材の靱性が大幅に低下しており、発明例３５に比べて母材強度と溶接性、耐震性のバランスが大きく劣っている。
【００９４】
発明例３６は、０．４２という非常に低いＣｅｑ．で引張強さ８００ＭＰａ程度を達成するため、析出元素のＴｉ、Ｎｂを添加し、仕上圧延後２０秒以内の加速冷却を実施したものである。粗大析出物の生成量が少ないため、強度は８００ＭＰａを超え、さらに低Ｃｅｑ．のため母材靱性、溶接熱影響部靱性に優れ、さらに低Ｐｃｍであることから溶接性に優れている。一方、比較例４１は、仕上圧延後に加速冷却を開始するまでの時間が２０秒を超えているため、粗大析出物が多量に生成し、強度が低く、発明例３６に比べて母材強度と溶接性、耐震性のバランスが大きく劣っている。比較例４２は、Ｔｉの添加量が本発明の範囲を超えているため、母材および溶接熱影響部の靱性が大幅に低下しており、発明例３６に比べて母材強度と溶接性のバランスが大きく劣っている。
【００９５】
発明例３７は、０．４１という非常に低いＣｅｑ．で引張強さ８００ＭＰａ程度を達成するため、析出元素のＴｉ、Ｖを添加し、仕上圧延後２０秒以内の加速冷却を実施したものである。粗大析出物の生成量が少ないため、強度は８００ＭＰａを超え、さらに低Ｃｅｑ．のため母材靱性、溶接熱影響部靱性に優れ、さらに低Ｐｃｍであることから溶接性に優れている。一方、比較例４３は、仕上圧延後に加速冷却を開始するまでの時間が２０秒を超えているため、粗大析出物が多量に生成し、強度が低く、発明例３７に比べて母材強度と溶接性のバランスが大きく劣っている。
【００９６】
発明例３８は、０．３９という非常に低いＣｅｑ．で引張強さ８００ＭＰａ程度を達成するため、析出元素のＴｉを添加し、仕上圧延後１０秒以内の加速冷却を実施したものである。粗大析出物の生成量が少ないため、強度は８００ＭＰａを超え、さらに低Ｃｅｑ．のため母材靱性、溶接熱影響部靱性に優れ、さらに低Ｐｃｍであることから溶接性に優れている。一方、比較例４４は、仕上圧延後に加速冷却を開始するまでの時間が２０秒を超えているため、粗大析出物が多量に生成し、強度が低く、さらに圧延の仕上終了温度が本発明の範囲を下回っているために母材の靱性が大幅に低下しており、発明例３８に比べて母材強度と溶接性のバランスが大きく劣っている。
【００９７】
発明例３９は、０．４２という非常に低いＣｅｑ．で引張強さ８００ＭＰａ程度を達成するため、析出元素のＮｂを添加し、仕上圧延後２０秒以内の加速冷却を実施したものである。粗大析出物の生成量が少ないため、強度は８００ＭＰａを超え、さらに低Ｃｅｑ．、Ｃａ、Ｍｇ添加のため母材靱性、溶接熱影響部靱性に優れ、さらに低Ｐｃｍであることから溶接性に優れている。一方、比較例４５はＮｂ量が本発明の範囲を超えているため、粗大析出物が多量に生成し、強度が低く、さらに母材および溶接熱影響部の靱性が大幅に低下しており、発明例３９に比べて母材強度と溶接性のバランスが大きく劣っている。
【００９８】
発明例４０は、０．３９という非常に低いＣｅｑ．で引張強さ８００ＭＰａ程度を達成するため、析出元素のＶ、Ｎｂを添加し、仕上圧延後１０秒以内の加速冷却を実施したものである。粗大析出物の生成量が少ないため、強度は８００ＭＰａを超え、さらに低Ｃｅｑ．のため母材靱性、溶接熱影響部靱性に優れ、さらに低Ｐｃｍであることから溶接性に優れている。一方、比較例４６は、仕上圧延後に加速冷却を開始するまでの時間が２０秒を超えているため、粗大析出物が多量に生成し、強度が低く、発明例４０に比べて母材強度と溶接性のバランスが大きく劣っている。
【００９９】
発明例４１は、０．３９という非常に低いＣｅｑ．で引張強さ８００ＭＰａ程度を達成するため、析出元素のＴｉを添加し、仕上圧延後２０秒以内の加速冷却を実施したものである。粗大析出物の生成量が少ないため、強度は８００ＭＰａを超え、さらに低Ｃｅｑ．のため母材靱性、溶接熱影響部靱性に優れ、さらに低Ｐｃｍであることから溶接性に優れている。一方、比較例４７は、仕上圧延後に加速冷却を開始するまでの時間が２０秒を超えているため、粗大析出物が多量に生成し、強度が低く、さらにスラブの加熱温度が本発明の範囲を超えているために母材靱性が大幅に低下しており、発明例４１に比べて母材強度と溶接性のバランスが大きく劣っている。
【０１００】
発明例４２は、０．３６という非常に低いＣｅｑ．で引張強さ８００ＭＰａ程度を達成するため、析出元素のＴｉ、Ｎｂを添加し、仕上圧延後１０秒以内の加速冷却を実施したものである。粗大析出物の生成量が少ないため、強度は８００ＭＰａを超え、さらに低Ｃｅｑ．、Ｍｇ添加のため母材靱性、溶接熱影響部靱性に優れ、さらに低Ｐｃｍであることから溶接性に優れている。一方、比較例４８は、仕上圧延後に加速冷却を開始するまでの時間が２０秒を超えているため、粗大析出物が多量に生成し、強度が低く、さらに圧延の仕上終了温度が本発明の範囲を下回っているため、母材靱性が大幅に低下しており、発明例４２に比べて母材強度と溶接性のバランスが大きく劣っている。
【０１０１】
発明例４３は、０．４３という非常に低いＣｅｑ．で引張強さ８００ＭＰａ程度を達成するため、析出元素のＶを添加し、仕上圧延後２０秒以内の加速冷却を行い、さらに降伏比を低減するために二段階の加速冷却を実施したものである。粗大析出物の生成量が少ないため、強度は８００ＭＰａを超え、さらに低Ｃｅｑ．のため母材靱性、溶接熱影響部靱性に優れ、低Ｐｃｍであることから溶接性に優れ、さらに降伏比が低い。一方、比較例４９は、仕上圧延後に加速冷却を開始するまでの時間が２０秒を超えているため、粗大析出物が多量に生成し、強度が低く、降伏比が高く、発明例４３に比べて母材強度と溶接性のバランスが大きく劣っている。
【０１０２】
発明例４４は、０．３７という非常に低いＣｅｑ．で引張強さ８００ＭＰａ程度を達成するため、析出元素のＴｉ、Ｎｂを添加し、仕上圧延後１０秒以内の加速冷却を行い、さらに降伏比を低減するために二段階の加速冷却を実施したものである。粗大析出物の生成量が少ないため、強度は８００ＭＰａを超え、さらに低Ｃｅｑ．、ＲＥＭ添加のため母材靱性、溶接熱影響部靱性に優れ、低Ｐｃｍであることから溶接性に優れ、さらに降伏比が低い。一方、比較例５０は、仕上圧延後に加速冷却を開始するまでの時間が２０秒を超えているため、粗大析出物が多量に生成し、強度が低く、降伏比が高く、さらに圧延の仕上終了温度が本発明の範囲を下回っているために母材靱性が大幅に低下しており、発明例４４に比べて母材強度と溶接性のバランスが大きく劣っている。
【０１０３】
発明例４５は、０．３９という非常に低いＣｅｑ．で引張強さ８００ＭＰａ程度を達成するため、析出元素のＴｉ、Ｖを添加し、仕上圧延後２０秒以内の加速冷却を行い、さらに降伏比を低減するために加速冷却後に二相域までの再加熱を実施したものである。粗大析出物の生成量が少ないため、強度は８００ＭＰａを超え、さらに低Ｃｅｑ．のため母材靱性、溶接熱影響部靱性に優れ、低Ｐｃｍであることから溶接性に優れ、さらに降伏比が低い。一方、比較例５１は、仕上圧延後に加速冷却を開始するまでの時間が２０秒を超えているため、粗大析出物が多量に生成し、強度が低く、降伏比が高く、さらにＮ量が本発明の範囲を超えているために母材および溶接熱影響部の靱性が大幅に低下しており、発明例４５に比べて母材強度と溶接性のバランスが大きく劣っている。
【０１０４】
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１〜４５の鋼板は、同一の強度で比較した場合の母材靱性や溶接熱影響部靱性に極めて優れた鋼材であることは明白である。
【０１０５】
【表１】
【０１０６】
【表２】
【０１０７】
【表３】
【０１０８】
【表４】
【０１０９】
【表５】
【０１１０】
【表６】
【０１１１】
【表７】
【０１１２】
【表８】
【０１１３】
【表９】
【０１１４】
【表１０】
【０１１５】
【表１１】
【０１１６】
【表１２】
【０１１７】
【表１３】
【０１１８】
【表１４】
【０１１９】
【発明の効果】
本発明によれば、幅広い強度範囲で母材及び溶接熱影響部の靱性に優れた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。
【発明の属する技術分野】
本発明は、耐震性および溶接性に優れた鋼板及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材は、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、高い耐震性が要求される建築構造物や橋梁構造物のほか、溶接施工性や溶接熱影響部靱性が必要となる部位での使用において特に有効である。
【０００２】
【従来の技術】
鋼構造物の耐震性を高めるためには、鋼材の降伏比（ＹＲ）を低くすることと、靭性、特に、溶接熱影響部の靭性を高くすることが重要となる。また、溶接性を高めるためには、前記の溶接熱影響部の靭性を高くするのみでなく、同一の強度を低いＰｃｍで達成し、極力溶接施工性を高めることが重要である。
【０００３】
鋼材の降伏比を低減する手法としては、例えば、圧延後にＡｒ３とＡｒ１の間の温度まで冷却したのちに加速冷却を実施することで組織をフェライトとベイナイトやマルテンサイトとの混合組織とし、低ＹＲを達成する発明が開示されている（例えば、特許文献１参照）。さらに、圧延後に焼き入れた後、Ａｃ１とＡｃ３の間の温度まで再加熱し、組織の一部をオーステナイト化した後に急冷し、混合組織とする発明が開示されている（例えば、特許文献２参照）。いずれの方法も低ＹＲ化に有効ではあるが、強度を確保するためにＣを始めとする合金元素の添加量を増大し、硬質第二相となる以前のオーステナイト中の合金元素量を高める必要があるため、溶接熱影響部の靱性は低下する。つまり、ＹＲ低減と溶接熱影響部靱性の向上を両立させることは上記の従来技術では困難である。
【０００４】
一方、溶接性を確保するためにはＰｃｍを低減する必要があるが、強度を確保するためには一般的に合金元素の添加量増加が必要となるため、溶接性と強度は基本的に相反する特性となる。Ｐｃｍを極力低く抑えつつ強度を確保する手法としては、加速冷却を実施する手法がある（例えば、特許文献３参照）。この手法によれば、熱間圧延の後４００℃以下まで加速冷却を実施することにより、極力炭素当量を低く抑えた上で高い強度を確保することが可能であるが、４００℃以下の低温で水冷停止をした場合には、母材の靱性や良好な形状の確保が難しく、その適用には限界がある。一方、溶接熱影響部の靱性を向上させるための手法が開示されている（例えば、特許文献４参照）。この手法では、Ｓｉ量やｓｏｌ．Ａｌ量、Ｎ量の低減、ＴｉやＣａの添加により溶接熱影響部の靱性向上が可能であるが、高い強度が必要な場合には合金元素添加量は必然的に増大するため、溶接熱影響部靱性の抜本的向上は不可能である。
【０００５】
以上述べたように、高い溶接性と耐震性を両立することは、上記の技術では不可能であると言わざるを得ない。
【０００６】
【特許文献１】
特開平１０−２６５８４４号公報
【特許文献２】
特開平０３−１１５５２４号公報
【特許文献３】
特開昭６２−１９６３２５号公報
【特許文献４】
特開２００１−１１５６６号公報
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、上記の問題点を解消し、耐震性および溶接性に優れた鋼材及びその製造方法の提供を課題としている。
【０００８】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、制御圧延、制御冷却によって鋼板を高強度化する検討を進めた結果、圧延、水冷といった鋼板製造プロセスおよび鋼板の化学成分および析出物の存在状態を特定の範囲に制御することにより、同一の強度で比較した場合の溶接性を従来に比べて大幅に高めることが可能であること、さらに製造方法を限定することで耐震性能も高めることが可能であることを新たに知見し、この有効な範囲を限定するに至り、本発明を完成したもので、その要旨とするところは以下の通りである。
（１）質量％で、Ｃ：０．００５〜０．２％、Ｎ：０．０００１〜０．０１％、Ａｌ：０．００１〜０．１％、Ｓｉ：０．０１〜１％、Ｍｎ：０．１〜２％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０２％以下を含有し、さらにＴｉ：０．００１〜０．１％、Ｖ：０．００１〜０．２％、Ｎｂ：０．００１〜０．１％の１種または２種以上を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼組成を有し、かつ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの１種または２種以上を含有する炭化物、炭窒化物、窒化物のうちで円相当直径の寸法が５０ｎｍ以上１００００ｎｍ以下のものの個数密度が５．０×１０6個／ｍｍ2未満であり、該個数密度をＴｉ、Ｎｂ、Ｖのうち該個数密度の算出対象となった炭化物、炭窒化物、窒化物が含有する種類の合金元素の添加量の総和で除した値が５．０×１０7個／（ｍｍ2・質量％）未満であることを特徴とする、溶接性および耐震性に優れた鋼板。
（２）ミクロ組織の７０％未満がベイナイトあるいはマルテンサイトを主体とする組織であり、残部がフェライトを主体とする組織であることを特徴とする、前記（１）に記載の溶接性および耐震性に優れた鋼板。
（３）質量％で、さらに、Ｃｕ：０．００５〜１％、Ｎｉ：０．０１〜２％、Ｃｒ：０．０１〜１％、Ｍｏ：０．０１〜１％の１種または２種以上をさらに含有することを特徴とする、前記（１）または（２）に記載の溶接性および耐震性に優れた鋼板。
（４）質量％で、さらに、Ｃａ：０．０００５〜０．０２％、Ｍｇ：０．０００５〜０．０２％、ＲＥＭ：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）ないし（３）のいずれか１項に記載の溶接性および耐震性に優れた鋼板。
（５）質量％で、Ｃ：０．００５〜０．２％、Ｎ：０．０００１〜０．０１％、Ａｌ：０．００１〜０．１％、Ｓｉ：０．０１〜１％、Ｍｎ：０．１〜２％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０２％以下を含有し、さらにＴｉ：０．００１〜０．１％、Ｖ：０．００１〜０．２％、Ｎｂ：０．００１〜０．１％の１種または２種以上を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼組成を有する鋼片または鋳片を１０５０℃以上１３５０℃以下の温度域に加熱し、該温度域に２０分以上保持をした後に圧延を開始し、圧延をＡｒ３点以上９００℃以下で終了した後、２０秒以内に鋼板表面の平均冷却速度が０．５℃／ｓ以上の冷却を行い、３００℃以上で冷却を終了した後空冷することを特徴とする溶接性および耐震性に優れた鋼板の製造方法。
（６）質量％で、Ｃ：０．００５〜０．２％、Ｎ：０．０００１〜０．０１％、Ａｌ：０．００１〜０．１％、Ｓｉ：０．０１〜１％、Ｍｎ：０．１〜２％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０２％以下を含有し、さらにＴｉ：０．００１〜０．１％、Ｖ：０．００１〜０．２％、Ｎｂ：０．００１〜０．１％の１種または２種以上を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼組成を有する鋼片または鋳片を１０５０℃以上１３５０℃以下の温度域に加熱し、該温度域に２０分以上保持をした後に圧延を開始し、圧延をＡｒ３点以上９００℃以下で終了した後、２０秒以内に鋼板表面の平均冷却速度が０．５℃／ｓ以上の冷却を行い、５００℃未満で冷却を終了した後空冷し、さらにその後に９００℃未満の温度で焼き戻しを行うことを特徴とする溶接性および耐震性に優れた鋼板の製造方法。
（７）質量％で、Ｃ：０．００５〜０．２％、Ｎ：０．０００１〜０．０１％、Ａｌ：０．００１〜０．１％、Ｓｉ：０．０１〜１％、Ｍｎ：０．１〜２％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０２％以下を含有し、さらにＴｉ：０．００１〜０．１％、Ｖ：０．００１〜０．２％、Ｎｂ：０．００１〜０．１％の１種または２種以上を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼組成を有する鋼片または鋳片を１０５０℃以上１３５０℃以下の温度域に加熱し、該温度域に２０分以上保持をした後に圧延を開始し、圧延をＡｒ３点以上９００℃以下で終了した後、２０秒以内に鋼板表面の平均冷却速度が０．５℃／ｓ以上の冷却を行い、該冷却をＡｒ３点以下５００℃以上の温度域で停止し、さらに、その後、６００秒以内に鋼板表面の平均冷却速度が０．５℃／ｓ以上の冷却を行うことを特徴とする、溶接性および耐震性に優れた鋼板の製造方法。
（８）質量％で、Ｃ：０．００５〜０．２％、Ｎ：０．０００１〜０．０１％、Ａｌ：０．００１〜０．１％、Ｓｉ：０．０１〜１％、Ｍｎ：０．１〜２％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０２％以下を含有し、さらにＴｉ：０．００１〜０．１％、Ｖ：０．００１〜０．２％、Ｎｂ：０．００１〜０．１％の１種または２種以上を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼組成を有する鋼片または鋳片を１０５０℃以上１３５０℃以下の温度域に加熱し、該温度域に２０分以上保持をした後に圧延を開始し、圧延をＡｒ３点以上９００℃以下で終了した後、２０秒以内に鋼板表面の平均冷却速度が０．５℃／ｓ以上の冷却を行い、２００℃以下まで冷却した後、Ａｃ１点以上Ａｃ３点以下まで再加熱し、その後、鋼板表面の平均冷却速度が０．１℃／ｓ以上の冷却を行うことを特徴とする、溶接性および耐震性に優れた鋼板の製造方法。
（９）質量％で、さらに、Ｃｕ：０．００５〜１％、Ｎｉ：０．０１〜２％、Ｃｒ：０．０１〜１％、Ｍｏ：０．０１〜１％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（５）ないし（８）のいずれか１項に記載の溶接性および耐震性に優れた鋼板の製造方法。
（１０）質量％で、さらに、Ｃａ：０．０００５〜０．０２％、Ｍｇ：０．０００５〜０．０２％、ＲＥＭ：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（５）ないし（９）のいずれか１項に記載の溶接性および耐震性に優れた鋼板の製造方法。
（１１）加熱後の鋼片または鋳片の表面を、該表面の平均冷却速度が２℃／ｓ以上で１０５０℃以下Ａｒ3点以上の温度まで冷却し、復熱後に圧延を開始することを特徴とする、前記（５）ないし（１０）のいずれか１項に記載の溶接性および耐震性に優れた鋼板の製造方法。
（１２）圧延１パス当たりの平均圧下率が２５％以上であることを特徴とする、前記（５）ないし（１１）のいずれか１項に記載の溶接性および耐震性に優れた鋼板の製造方法。
（１３）圧延最終パスの圧下率が２５％以上であることを特徴とする、前記（５）ないし（１２）のいずれか１項に記載の溶接性および耐震性に優れた鋼板の製造方法。
（１４）圧延パス間の一部あるいは全てにおいて、鋼板の表面を該表面の平均冷却速度が２℃／ｓ以上の冷却を行い、復熱後に次の圧延パスを実施することを特徴とする、前記（５）ないし（１３）のいずれか１項に記載の溶接性および耐震性に優れた鋼板の製造方法。
【０００９】
【発明の実施の形態】
本発明を詳細に説明する。
【００１０】
本発明者らは、同一強度の鋼板で溶接性を高めるため、鋼塊の成分や鋼板製造のプロセスを多様に変化させた実験を行った結果、本発明の鋼の成分範囲で圧延、冷却といった鋼板製造プロセスを限定することにより、同一強度で高い溶接性が得られることを見いだした。さらに、併せて耐震性、すなわち降伏比を低減する手法についても検討し、溶接性と耐震性を併せて向上させるための条件も見い出した。
【００１１】
本発明で述べる溶接性とは、溶接時に割れが発生しにくい尺度と溶接熱影響部の靭性レベルを指し、具体的にはたとえば溶接割れ感受性組成Ｐｃｍや溶接熱影響部のシャルピー衝撃吸収エネルギーで評価される。前者はその値が低い方が、後者はその値が高い方が溶接性が高いとされる。なお、Ｐｃｍは一般的に以下のような成分式の形で計算される。Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋（Ｍｎ＋Ｃｕ＋Ｃｒ）／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ
本発明において最も重要な点は、析出物の存在状態を規定することである。具体的には、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの１種または２種以上を含有する炭化物、炭窒化物、窒化物のなかで円相当直径の寸法が５０ｎｍ以上１００００ｎｍ以下のものの個数密度が５．０×１０6個／ｍｍ2未満であり、該個数密度をＴｉ、Ｎｂ、Ｖのうち該個数密度の算出対象となった炭化物、炭窒化物、窒化物が含有する種類の合金元素の添加量の総和で除した値が５．０×１０7個／（ｍｍ2・質量％）未満と規定する。これは、５０ｎｍ以上１００００ｎｍの範囲にある粗大析出物は、強度増大への寄与が小さく、しかも粗大析出物の生成により鋼中に固溶したＴｉ、Ｎｂ、Ｖが減少するため、焼入性の増大による強度増加量が減少し、かつ強化に大きく寄与する微細析出物の生成量も減少するためである。つまり、粗大な析出物の量を低減することにより、固溶状態にあるＴｉ、Ｎｂ、Ｖの量が増大し、焼入性の増大や析出強化を通じて同一強度を得るためのＰｃｍを低減でき、溶接性は大幅に向上する。さらに、固溶状態にあるＴｉ、Ｎｂ、Ｖの量の増大はベイナイトやマルテンサイトの変態温度を低下させるため、組織を軟らかい組織と硬い組織の複合組織とした場合には硬い組織の硬さの増大を通じて降伏比を下げる効果も得られる。上記の炭化物、窒化物、炭窒化物の個数密度が５．０×１０6個／ｍｍ2以上の場合には前記の効果が低下するため、これを５．０×１０6個／ｍｍ2未満と限定する。また、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの１種または２種以上を含有する炭化物、炭窒化物、窒化物の絶対的個数はＴｉ、Ｎｂ、Ｖの添加量の増大とともに大きくなるため、その添加量に対して個数密度の上限値を規定する必要がある。
【００１２】
上記の個数密度をＴｉ、Ｎｂ、Ｖのうち該個数密度の算出対象となった炭化物、炭窒化物、窒化物が含有する種類の合金元素の添加量の総和で除した値が５．０×１０7個／（ｍｍ2・質量％）以上となると、たとえ炭化物、炭窒化物、窒化物の個数密度が５．０×１０6個／ｍｍ2未満であってもＴｉ、Ｎｂ、Ｖによる強度増大効果が小さくなるため、該個数密度をＴｉ、Ｎｂ、Ｖのうち該個数密度の算出対象となった炭化物、炭窒化物、窒化物が含有する種類の合金元素の添加量の総和で除した値を５．０×１０7個／（ｍｍ2・質量％）未満と規定した。なお、本発明の効果は炭化物、炭窒化物、窒化物の個数密度が５．０×１０6個／ｍｍ2未満、個数密度をＴｉ、Ｎｂ、Ｖのうち該個数密度の算出対象となった炭化物、炭窒化物、窒化物が含有する種類の合金元素の添加量の総和で除した値が５．０×１０7個／（ｍｍ2・質量％）未満で得られるが、それぞれの値が１．０×１０6個／ｍｍ2未満、１．０×１０7個／（ｍｍ2・質量％）未満の場合にはその効果が顕著となるため、望ましくはその値を１．０×１０6個／ｍｍ2未満、１．０×１０7個／（ｍｍ2・質量％）未満とする。
【００１３】
なお、ここでＴｉ、Ｎｂ、Ｖの１種または２種以上を含有する炭化物、炭窒化物、窒化物というのは、例えばＴｉＣ、ＮｂＣ、Ｖ4Ｃ3、Ｔｉ（ＣＮ）、Ｎｂ（ＣＮ）、Ｖ（ＣＮ）、ＴｉＮ、ＮｂＮ、ＶＮなどであり、さらにＴｉ、Ｎｂ、Ｖの２種以上が複合した炭化物、炭窒化物、窒化物を含む。また、前記の炭化物、炭窒化物、窒化物が他の酸化物、硫化物、炭化物、窒化物、炭窒化物、例えばＡｌ2Ｏ3、ＭｎＳ、ＡｌＮなどと複合して析出した場合にもこれを含めるものとする。
【００１４】
本発明ではＴｉ、Ｎｂ、Ｖのうち１種または２種以上を含有する炭化物、炭窒化物、窒化物の寸法が５０ｎｍ以上１００００ｎｍ以下のものを規定しているが、これら炭化物、炭窒化物、窒化物の寸法を測定する方法は以下の通りである。鋼材を文献「防食技術、第３７号、７７６〜７７８頁、１９８８年」に示すような選択的腐食技術により腐食し、この後文献「電子顕微鏡Ｑ＆Ａ、アグネ承風社」に示すような抽出レプリカ法により電子顕微鏡試料を作製し、透過型電子顕微鏡で倍率１万倍の明視野像の観察を行い、個々の粒子の面積から算出した円相当直径をもってその寸法とする。また、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖのうち１種または２種以上を含有する炭化物、炭窒化物、窒化物の個数密度は、同じく透過型電子顕微鏡で撮影した倍率１万倍の明視野写真をその総面積が１０００μｍ2以上となる枚数だけ撮影し、この領域内に存在するＴｉ、Ｎｂ、Ｖを含有する炭化物、炭窒化物、窒化物のうちその寸法が５０ｎｍ以上１００００ｎｍ以下であるものの個数を測定し、これを撮影した領域の面積で除した値とする。さらに、個数密度を添加量で除した値を算出する際の添加量は、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖのうち個数密度の算出対象となった炭化物、炭窒化物、窒化物のなかに含まれる全ての合金元素の質量％で表した添加量の総和とする。
【００１５】
降伏比を低下させるためには、次の点も重要となる。降伏比を低減するためには、硬い組織と軟い組織の混合組織とすることが有効であり、本発明では硬い組織としてベイナイトやマルテンサイト、軟い組織としてフェライト主体組織とし、ベイナイトやマルテンサイトの面積率が７０％未満と規定する。硬い組織の面積率が７０％以上となるとＹＲで８０％以下を確保することが難しいことから、ベイナイトやマルテンサイトの面積率を７０％未満とした。なお、本発明で述べるフェライト主体組織とは一部がパーライト、疑似パーライトやセメンタイトである場合も含めるものとする。
【００１６】
なお、混合組織のうちベイナイトやマルテンサイトの面積率を求める方法は以下の通りである。鋼を研磨、ナイタールエッチングした上で光学顕微鏡観察を行い、倍率５００倍で撮影総面積が１０００００μｍ２以上となる枚数だけ写真を撮影し、この組織のうちフェライトが占める面積率を測定し、残部をベイナイトおよびマルテンサイトとする。フェライトか否かの判断が難しい場合には一旦透過型電子顕微鏡の１万倍で組織を観察し、フェライト組織を確認した上で再度光学顕微鏡写真による面積率の測定を行うものとする。また、面積率の測定は、画像解析ソフトウェア等により行うことができ、フェライトに該当する領域をたとえば黒く塗りつぶし、残部を白くするトレースを行い、この面積率を自動測定する。
【００１７】
次に、合金元素の添加理由について説明する。
【００１８】
Ｃは、微細炭化物や微細炭窒化物による強度確保に必須の元素であるため、その添加量を０．００５質量％以上とする。しかし、一方でＣ量の増大は焼入性の増大や粗大析出物の生成による母材靱性や溶接性の低下を招くため、その上限を０．２質量％とする。
【００１９】
Ｎは、微細炭窒化物、微細窒化物による強度確保に必須の元素であるため、その添加量を０．０００１質量％以上とする。しかし、一方でＮ量の増大は粗大析出物の生成や母材靭性の低下を招くため、その上限を０．０１質量％とする。
【００２０】
Ａｌは、脱酸材として添加され、Ｔｉ酸化物形成量の低減を通じて微細なＴｉを含む析出物を得るために必須の元素であるため、その添加量を０．００１質量％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質量％とする。
【００２１】
Ｓｉは、強度確保及び脱酸に必要な元素であるため、その添加量を０．０１質量％以上とする。しかし、一方でＳｉ量の増大は溶接性を低下させるため、その上限を１質量％とする。
【００２２】
Ｍｎは、強化元素として有用であるが、過剰な添加は溶接性を低下させるため、その範囲を０．１質量％以上２質量％以下とする。
【００２３】
Ｐは、不純物元素であり低い方が望ましく、０．０２質量％以下とする。特に、フェライトに固溶したＰは、母材の延性を低下させるため、望ましくは０．０１５質量％以下とする。
【００２４】
Ｓは、不純物元素であり低い方が望ましく、０．０２質量％以下とする。ＳはＭｎＳの生成により母材靱性を低下させるため、望ましくは０．０１質量％以下とする。
【００２５】
Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖは、本発明において最も重要な元素であり、その一種以上が添加される必要がある。
【００２６】
Ｔｉは、微細析出物による強度確保や固溶体による焼入性増大に有効な元素であるため、その添加量を０．００１質量％以上とする。しかし、一方でＴｉ量の増大は粗大析出物の生成や焼入性の増大による母材靭性や溶接性の低下を招くため、その上限を０．１質量％とする。
【００２７】
Ｎｂは、微細析出物による強度確保や固溶体による焼入性増大に有効な元素であるため、その添加量を０．００１質量％以上とする。しかし、一方でＮｂ量の増大は粗大析出物の生成や焼入性の増大による母材靭性や溶接性の低下を招くため、その上限を０．１質量％とする。
【００２８】
Ｖは、微細析出物による強度確保に有効な元素であるため、その添加量を０．００１質量％以上とする。しかし、一方でＶ量の増大は粗大析出物の生成による母材靭性の低下を招くため、その上限を０．２質量％とする。
【００２９】
さらに、強度確保や一層の溶接性向上などのため、その他の元素の添加が有効である。以下にその限定理由を示す。
【００３０】
Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏは、強度確保の観点から必要に応じて添加される。
【００３１】
Ｃｕは、強度確保のため必要に応じて添加される。０．００５質量％未満の添加ではその効果は小さく、一方、１質量％を超える天下は溶接性を低下させるため、その範囲を０．００５〜１質量％とする。
【００３２】
Ｎｉは、強度確保のために必要に応じて添加される。０．０１質量％未満の添加ではその効果は小さく、一方、２質量％を超える添加は溶接性を低下させるため、その範囲を０．０１〜２質量％とする。
【００３３】
Ｃｒは、強度確保のために必要に応じて添加される。０．０１質量％未満の添加ではその効果は小さく、一方、１質量％を超える添加は母材靱性や溶接性を低下させるため、その範囲を０．０１〜１質量％とする。
【００３４】
Ｍｏは、強度確保のために必要に応じて添加される。０．０１質量％未満の添加ではその効果が小さく、一方、１質量％を超える添加は母材靱性や溶接性を低下させるため、その範囲を０．０１〜１質量％とする。
【００３５】
また、Ｃａ，Ｍｇ，ＲＥＭ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、必要に応じて添加する。この効果を発揮するためには、Ｃａ及びＭｇはそれぞれ０．０００５質量％以上、ＲＥＭは０．００１質量％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Ｃａ，Ｍｇで０．０２質量％、ＲＥＭで０．１質量％とする。
【００３６】
次に、本発明で規定する鋼の製造方法について説明する。最も重要な点は、圧延前の加熱、圧延、圧延最終パス後の冷却の条件をそれぞれ規定することである。
【００３７】
本発明の鋼組成を有する鋼片または鋳片を加熱する条件は、凝固時に析出したＮｂ、Ｔｉ、Ｖを含む析出物を十分に固溶するために１０５０℃以上に加熱の上この温度域に２０分以上保持する必要がある。また、１３５０℃を超える温度まで加熱したのちに２０分以上保持することは、オーステナイトの粗大化による母材靭性低下をもたらすため、これを１３５０℃以下とした。なお、保持時間については、設定加熱温度に達した後設定温度±５０℃以内にある時間を指す。また、加熱温度は鋼板表面で測定した値とし、その測定精度を高めるため３箇所以上の測定の平均値とすることが望ましい。
【００３８】
実際の鋳造から圧延に至る過程では、鋳造後の鋳片を常温まで冷却することなく直接圧延を開始する場合がある。この場合においても、鋳造後の鋼塊の温度が１０５０℃未満の場合にはＴｉ、Ｎｂ、Ｖの固溶量を増やすため１０５０℃以上１３５０℃未満に加熱の上２０分以上保持する必要があるが、１０５０℃以上の場合にはその時点でも固溶量が大きいためそのまま圧延を開始することが可能である。
【００３９】
圧延の終了温度を規定することは、微細な炭化物、炭窒化物、窒化物を生成させ、低いＰｃｍで高い強度を確保するために重要である。圧延終了温度が９００℃を超える場合には、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖを含有する微細な析出物の生成がオーステナイト中で急速に進行し、焼入性を増大させる固溶Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ量や強化に寄与する微細な析出物量が減少する。一方、圧延終了温度がＡｒ３点未満の場合は、フェライトの加工により靱性が大幅に低下するため、圧延終了温度をＡｒ３点以上９００℃以下とする。Ａｒ３点は、たとえば圧延を想定した熱加工履歴を与え、種々の温度から急冷を行った組織を観察することにより、変態が開始する温度として推定が可能である。
【００４０】
圧延を仕上げた後の鋼板に加速冷却を実施するための条件は、本発明で最も重要な製造上の要件でる。具体的には、圧延を仕上げた後２０秒以内に鋼板表面の平均冷却速度が０．５℃／ｓ以上の冷却を行う。これは、圧延後のオーステナイト中でＴｉ、Ｎｂ、Ｖの粗大析出物が生成することを極力抑制し、固溶量を確保するためである。これにより、焼入性の向上や微細析出物の生成による強度増大がはかれ、同一強度における合金元素添加量の低減を通じて溶接性を格段に向上させることができ、さらに組織を軟らかい組織と硬い組織の複合組織とした場合には硬い組織の変態温度の低下を通じて降伏比を低下させることができる。圧延を仕上げた後冷却を開始するまでの時間を２０秒超とすることや、冷却速度を０．５℃／ｓ未満とすることは、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの１種または２種以上を含有する粗大な析出物の生成量増大を招くため、圧延を仕上げた後２０秒以内に平均冷却速度０．５℃／ｓ以上で冷却することとする。圧延を仕上げた後平均冷却速度が０．５℃／ｓ以上で冷却する時間は、２０秒以内であればその効果を得られるが、１０秒以内であればその効果は一層顕著となるため、望ましくはそれを１０秒以内とする。冷却速度は０．５℃／ｓ以上であればその効果を得られるが、５℃／ｓ以上であればその効果は一層顕著となるため、望ましくはそれを５℃／ｓ以上とする。冷却速度の上限は、設備コストなどの観点から１００℃／ｓとすることが好ましい。
【００４１】
なお、圧延を仕上げた後２０秒以内とは、圧延の最終パス圧下を受けた鋼板の一部位が０．５℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却を開始されるまでの時間を意味する。鋼板表面の平均冷却速度とは、例えば放射温度計により測定された鋼板表面温度の単位時間当たりの変化量を意味し、測定精度を高めるため３箇所以上を測定してその平均値を採用することが望ましい。
【００４２】
加速冷却を開始した後、これを停止する温度については下記の４つの方法を採ることが可能である。前二者は主に溶接性を高める場合の製造方法、後二者は溶接性と耐震性を共に高める場合の製造方法である。
【００４３】
製造法の第一は、鋼板表面の平均冷却速度が０．５℃／ｓ以上の冷却を３００℃以上で停止し、以後空冷する方法であり、第二が、鋼板表面の平均冷却速度が０．５℃／ｓ以上の冷却を５００℃未満で停止し、以後９００℃未満で焼き戻しを実施する方法である。前者の場合には、変態開始までに固溶状態で残存しているＴｉ、Ｎｂ、Ｖの微細な析出物が変態時あるいは変態後に生成し、強度が大幅に増大し、さらに組織を軟らかい組織と硬い組織の複合組織とした場合には硬い組織の変態温度の低下を通じて降伏比を低下させることができる。冷却を３００℃未満で停止した場合には、母材の靱性が大幅に低下するため、冷却の停止温度を３００℃以上とする。一方、後者の場合は、５００℃未満の冷却停止で固溶状態のＴｉ、Ｎｂ、Ｖが多量に残存するが、以後の焼き戻しにより微細な析出物を多量に生成させ、強度を大幅に増大させることができる。冷却の停止温度が５００℃以上の場合は、強度を確保することが困難となるため、冷却の停止温度を５００℃未満とする。また、焼き戻し温度を９００℃以上とした場合には、強度を確保することが困難となるため、焼き戻し温度を９００℃未満とする。
【００４４】
なお、冷却停止の温度は、鋼板表面で測定された温度とし、たとえば放射温度計による測定が可能である。測定精度を高めるためには、３点以上の測定を行って平均値を採用することが望ましい。また、焼き戻しにおいては、設定した焼き戻し温度まで加熱した後、該温度に１０分以上保持した後空冷するものとする。なお、ここでの焼き戻しの保持時間とは熱処理炉に鋼板を挿入後に炉温が設定温度の上下３０℃以内に安定した時点を起点として算出した時間とする。
【００４５】
次に溶接性と耐震性を高める第三の製造方法について説明する。鋼板表面の冷却速度が０．５℃／ｓ以上の冷却の停止温度をＡｒ３点以下５００℃以上とし、さらに平均冷却速度が０．５℃／ｓ以上の冷却の停止から６００秒以内に鋼板表面の平均冷却速度が０．５℃／ｓ以上の冷却を行う。これは、最初の加速冷却の停止から６００秒以内に行う冷却により形成されるベイナイトやマルテンサイトの変態温度を、固溶状態で残存するＴｉ、Ｎｂ、Ｖの効果で低温化させ、これ以前に形成されたフェライト主体組織との複合組織とすることで、低いＹＲが達成される。また、同一の合金成分の場合に達成可能な強度も高くなるため、合金成分の低減が可能であり、溶接熱影響部の靭性もあわせて向上する。最初の平均冷却速度が０．５℃／ｓ以上の冷却の停止から次の平均冷却速度が０．５℃／ｓ以上の冷却を行うまでの時間が６００秒を超えると、フェライトの面積率が増大して強度の確保が難しくなるため、これを６００秒以内とする。冷却速度は０．５℃／ｓ未満ではベイナイトやマルテンサイトの硬さが低下することから、これを０．５℃／ｓ以上とする。上限については、設備コストを勘案して１００℃／ｓとする。
【００４６】
次に溶接性と耐震性を高める第四の製造方法について説明する。圧延を仕上げた後２０秒以内に実施する鋼板表面の平均冷却速度が０．５℃／ｓ以上の冷却を２００℃以下で停止した後、Ａｃ１点以上Ａｃ３点以下まで再加熱し、次いで鋼板表面の平均冷却速度が０．１℃／ｓ以上の冷却を行う。２００℃以下で冷却が停止した時点ではベイナイトやマルテンサイトを主体とする組織となっており、フェライト生成量は小さい。しかし、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの析出は格段に抑制されており、多量の固溶Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖが確保されている。この後でＡｃ１点以上Ａｃ３点以下までの加熱を行って組織の一部をオーステナイト化し、一部は焼き戻しによりフェライト化した後、鋼板表面の平均冷却速度が０．１℃／ｓ以上の冷却を行う。このときもオーステナイト化した組織中には多量のＴｉ、Ｎｂ、Ｖの固溶体が存在するため、引き続く鋼板表面の平均冷却速度が０．１℃／ｓ以上の冷却により硬いベイナイトやマルテンサイトが形成され、高強度かつ低いＹＲが達成される。冷却を停止する温度が２００℃超の場合には、最終的な強度確保が難しくなるため、これを２００℃以下とする。また、２００℃以下まで冷却を行ったあと加熱する温度がＡｃ１点未満である場合には、硬いベイナイトやマルテンサイトが生成せず降伏比を低下させることが困難なため、一方加熱する温度がＡｃ３点超では、組織が硬い組織と軟らかい組織の混合とならずに降伏比を低下させることが困難なため、これをＡｃ１点以上Ａｃ３点以下とする。また、Ａｃ１点以上Ａｃ３点以下まで加熱した後の冷却速度が０．１℃／ｓ未満の場合には強度が低くなるため、これを０．１℃／ｓ以上とする。
【００４７】
本発明で規定した鋼材を得るための製造方法としては、上記の条件とあわせて下記の要件を満足することが望ましい。粗圧延については、母材靱性と生産性を低下させない条件で所定の圧下を加えることが重要である。粗圧延の開始温度が９００℃未満となる場合には、加熱後に圧延を開始するまでの時間が長くなり生産性が大きく低下するため、一方、開始温度が１１００℃以上ではオーステナイトが粗大化して母材靭性が低下するため、粗圧延の開始温度は、９００℃以上１１００℃以下とするのが望ましい。粗圧延の終了温度が９００℃未満となる場合には、仕上圧延時の圧延温度が低くなり圧延能率が低下して生産性が低下するため、一方終了温度が１１００℃を超えるとオーステナイトが粗大化して母材靭性が低下するため、粗圧延の終了温度は９００℃以上１１００℃以下とするのが望ましい。また、粗圧延での圧下率が９０％を超える場合には、圧延温度が上記の範囲にある場合でもＴｉ、Ｎｂ、Ｖの１種以上を含む粗大炭化物、粗大炭窒化物、粗大窒化物の析出量が増大するため、粗圧延での圧下率は９０％以下とするのが望ましい。また、粗圧延での圧下率が２０％未満の場合にはオーステナイトが十分に微細化せず母材靭性が低下するため、粗圧延での圧下率は２０％以上とするのが望ましい。
【００４８】
なお、ここでの粗圧延とは、制御圧延による種々の効果を発現させるために行う高温側、低温側２段階の圧延のうち高温側での圧延を指し、低音側での圧延は仕上げ圧延と呼ばれる。低温側での圧延の開始にあたっては、所定の開始温度までの時間待ちが生じるのが一般的であり、低温側圧延の開始温度という管理指標の存在により粗圧延、仕上げ圧延を区別するものとする。しかし、全圧延過程の途中で圧延開始温度の管理指標が存在しない場合には、粗圧延を９００℃以上における圧延とする。また、粗圧延の開始温度や終了温度は圧延機の直前や直後に取り付けられた温度計により測定された鋼板表面の温度とし、測定精度を高めるため３点以上の平均値を採用することが望ましい。また圧下率とは、圧延前の板厚から圧延後の板厚を引いた値を圧延前の板厚で除した値の百分率表示である。
【００４９】
仕上げ圧延は、制御圧延効果を十分に得るために、１０００℃以下で開始し、フェライトの加工により母材靭性が低下するのを抑制するためこれをＡｒ３点以上とするのが望ましい。また、仕上圧延の圧下率は、充分な制御圧延効果を得るために、６０％以上とすることが望ましい。なお、上記で規定した圧下率とは、圧延前の鋼板の厚さから圧延後の厚さを引き、圧延前の鋼板厚さで除した値の百分率表示である。
【００５０】
本発明では、以下に述べる製造方法を必要に応じて組み合わせることで、鋼板の特性を一層向上することが可能である。
【００５１】
第一に、圧延開始前の冷却の制御が有効である。具体的には、加熱後の鋼片、鋳片の表面を、圧延開始前に表面の平均冷却速度が２℃／ｓ以上でＡｒ3点以上１０５０℃以下の温度まで冷却し、復熱後に圧延を開始する。圧延開始前にこの冷却を実施するのは、一旦圧延を開始した後は圧延最終パスまで間の温度待ち時間を低減できるよう予め温度を低下させるためである。これにより、圧延中あるいは圧延パス間でＴｉ、Ｎｂ、Ｖを含む粗大な析出物が生成する量を一層低減することができ、溶接性がさらに向上する。この効果は２℃／ｓ未満では小さいため、これを２℃／ｓ以上とした。冷却速度は速いほどよいが設備コストなどの観点から１００℃／ｓを上限とすることが好ましい。なお、圧延前の冷却温度をＡｒ3点以上１０５０℃以下としたのは、１０５０℃超では未再結晶域での圧下量が減少して十分な組織微細化効果が得られないためであり、Ａｒ3点以上としたのは、Ａｒ3未満の温度まで冷却すると鋼板表層部近傍ではオーステナイトとフェライトの二相域圧延となり、圧延による加工フェライトが鋼中に残存することで靱性低下を招くためである。なお、ここにいう復熱とは、冷却された表面と未冷却の内部との温度勾配が時間と共に緩和される結果、表面温度が上昇する現象であり、本発明においては、鋼板中心部の温度と表面温度の差が５０℃未満になった時点、あるいは冷却後２０秒以上経過した時点を指す。
【００５２】
第二に、圧延１パス当たりの平均圧下率を２５％以上とすることが有効である。平均圧下率を２５％以上とすることで、圧延のパス数を低減することができ、オーステナイト中でのＴｉ、Ｎｂ、Ｖの粗大な炭化物や炭窒化物の生成量を低減することが可能である。平均圧下率が２５％未満では有意な効果が得られないため、これを２５％以上とした。上限は圧延負荷の観点から５０％とすることが好ましい。なお、平均圧下率とは各圧延パスの圧下率、すなわち圧延パス前の板厚と圧延パス後の板厚の差を圧延パス前の板厚で除した値の百分率表示の平均値である。
【００５３】
第三に、圧延最終パスの圧下率を２５％以上とすることが有効である。圧延最終パスの圧下率を２５％以上とすることで、特に大きな析出強化量増大効果が得られる。なお、上限は圧延負荷の観点から５０％とすることが好ましい。
【００５４】
第四に、圧延パス間の一部あるいは全てにおいて、鋼板の表面を表面の平均冷却速度が２℃／ｓ以上の冷却を行い、復熱後に次の圧延パスを実施することが有効である。圧延パスの間に前記の冷却を実施するのは、圧延パス間でＴｉ、Ｎｂ、Ｖの１種または２種以上を含む粗大な炭化物、炭窒化物、窒化物の生成量を低減するためである。さらに、鋼板表層部と中心部に温度差をつけることで内部の変形抵抗を相対的に小さくして、板厚中心部への加工下部組織の導入を促進し、これにより組織を微細化して板厚中心部の靱性を高める効果もある。パス間冷却を行うことにより圧延開始から終了までの時間が短縮され、生産性の向上にも大きく寄与する。パス間の冷却によるＴｉ、Ｎｂ、Ｖの１種または２種以上を含む粗大析出物の生成量抑制効果は、圧延パス間の鋼板表面における平均冷却速度が２℃／ｓ未満では効果が小さいため、２℃／ｓ以上とする必要がある。冷却速度は速いほどよいが設備コストなどの観点から１００℃／ｓを上限とすることが好ましい。圧延パス間の冷却については必ずしも全圧延パス間について実施する必要はなく、要求される靱性に応じてそれを選択することができる。圧延パス間の冷却開始温度及び停止温度は、この圧延パス間冷却がオーステナイトの再結晶温度域及び未再結晶温度域の両方で効果を有することから、上限を圧延開始温度とする。一方、Ａｒ3点以下に冷却された場合には、引き続く圧延によりフェライトが加工され靱性が低下するため、圧延パス間冷却の停止温度の下限を鋼板表面温度でＡｒ3点以上とすることが好ましい。なお、ここにいう復熱とは、冷却された表面と未冷却の内部との温度勾配が時間と共に緩和される結果、表面温度が上昇する現象であり、本発明においては、鋼板中心部の温度と表面温度の差が１００℃未満になった時点、あるいは冷却後５秒以上経過した時点を指す。
【００５５】
以上のように作製された鋼材は従来に比べて格段に低い合金元素添加量で高い強度を確保できることから、溶接熱影響部靱性に優れている。
【００５６】
【実施例】
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２０〜８０ｍｍの鋼板について、母材の引張強さ、降伏比、靱性および溶接熱影響部靱性を評価した。鋼板の化学成分とＣｅｑ．、Ｐｃｍ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖを含有する炭化物、炭窒化物、窒化物のなかで５０ｎｍ以上１００００ｎｍ以下のものの個数密度、個数密度を合金元素の添加量で除した値、ベイナイトとマルテンサイトの面積率を表１、表２（表１の続き１）、表３（表１の続き２）、表４（表１の続き３）、表５（表１の続き４）、表６（表１の続き５）に、製造条件を表７、表８（表７の続き１）、表９（表７の続き２）、表１０（表７の続き３）、表１１（表７の続き４）、表１２（表７の続き５）に、母材の引張強さ、降伏比、靱性および溶接熱影響部靱性を表１３、表１４（表１３の続き）に示す。
【００５７】
なお、表７，８，１０，１１において復熱圧延実施有無とあるのは、先に説明したように、鋼片、鋳片あるいは鋼板の表面を所定の冷却速度で冷却し、復熱後に圧延を行なう処理の有無を表わすものである。
【００５８】
引張強さ、降伏比は、鋼板の１／４ｔ部（板厚中心と表面との中間）から圧延方向に垂直に採取したＪＩＳ４号サブサイズ引張試験片を用いて常温試験により測定した。母材靱性は、鋼板の１／４ｔ部から圧延方向と試験片の長手方向が垂直になるように、さらにノッチが板厚貫通方向となるように採取したＪＩＳ４号シャルピー試験片を用い、−２０℃で試験を実施し、衝撃吸収エネルギーを測定した。なお、引張強さについては同一条件で実施した２本の試験結果の平均値を採用し、母材靱性については同一温度で３本の試験を実施し、その平均値を採用した。溶接熱影響部靱性は、鋼板に入熱１０ｋＪ／ｍｍのサブマージアーク溶接を実施し、ノッチ底部位が１／４ｔ、ボンドに対応するように採取したシャルピー試験片により−２０℃での衝撃吸収エネルギーとして測定した。試験は同一温度で３本実施し、その平均値を採用した。
【００５９】
発明例１は、０．１６という非常に低いＣｅｑ．で引張強さ４００ＭＰａ程度を達成するため、析出元素のＮｂを添加し、さらに仕上圧延後２０秒以内の加速冷却を実施したものである。粗大析出物の生成量が少ないため、強度は４００ＭＰａを超え、さらに低Ｃｅｑ．のため母材靱性、溶接熱影響部靱性に優れ、低Ｐｃｍであることから溶接性にも優れている。一方、比較例１は、仕上圧延後に加速冷却を開始するまでの時間が２０秒を超えているため、粗大析出物が多量に生成し、強度が低く、発明例１に比べて母材強度と溶接性のバランスが大きく劣っている。また比較例２は、仕上圧延後に加速冷却を開始するまでの時間は２０秒以内であるものの、Ａｌ量が本発明の成分範囲を外れているため、母材靱性、溶接熱影響部靱性が大幅に低下しており、発明例１に比べて母材強度と溶接性のバランスが大きく劣っている。
【００６０】
発明例２は、０．１６という非常に低いＣｅｑ．で引張強さ４００ＭＰａ程度を達成するため、析出元素のＴｉを添加し、さらに仕上圧延後２０秒以内の加速冷却を実施したものである。粗大析出物の生成量が少ないため、強度は４００ＭＰａを超え、さらに低Ｃｅｑ．のため母材靱性、溶接熱影響部靱性に優れ、低Ｐｃｍであることから溶接性にも優れている。一方、比較例３は、Ｃ量が本発明の範囲を超えているために母材靱性と溶接熱影響部靱性が大幅に低下し、発明例２に比べて母材強度と溶接性のバランスが大きく劣っている。
【００６１】
発明例３は、０．１８という非常に低いＣｅｑ．で引張強さ４００ＭＰａ程度を達成しするために析出元素のＶを添加し、仕上圧延後２０秒以内の加速冷却を行い、さらに降伏比を低減するために二段階の加速冷却を実施したものである。粗大析出物の生成量が少ないため、強度は４００ＭＰａを超え、低Ｃｅｑ．のため母材靱性、溶接熱影響部靱性に優れ、低Ｐｃｍであることから溶接性に優れ、さらに降伏比が低下している。一方、比較例４は、仕上圧延後に加速冷却を開始するまでの時間が２０秒を超えているため、粗大析出物が多量に生成し、強度が低く、降伏比が高く、発明例３に比べて母材強度と溶接性、耐震性のバランスが大きく劣っている。
【００６２】
発明例４は、０．１８という非常に低いＣｅｑ．で引張強さ４００ＭＰａ程度を達成するため、析出元素のＴｉとＮｂを添加し、さらに仕上圧延後２０秒以内の加速冷却を行い、降伏比を低減するために二段階の加速冷却を実施したものである。粗大析出物の生成量が少ないため、強度は４００ＭＰａを超え、低Ｃｅｑ．のため母材靱性、溶接熱影響部靱性に優れ、低Ｐｃｍであることから溶接性も優れ、さらに降伏比も低い。一方、比較例５は、仕上圧延後に加速冷却を開始するまでの時間が２０秒を超えているため、粗大析出物が多量に生成し、強度が低く、さらにＮ量が本発明の範囲を超えているために母材靱性と溶接熱影響部靱性が大きく低下しており、発明例４に比べて母材強度と溶接性、耐震性のバランスが大きく劣っている。
【００６３】
発明例５は、０．１８という非常に低いＣｅｑ．で引張強さ４００ＭＰａ程度を達成するため、析出元素のＴｉとＶを添加し、仕上圧延後２０秒以内の加速冷却を行い、さらに降伏比を低減するために加速冷却後に二相域までの再加熱を実施したものである。粗大析出物の生成量が少ないため、強度は４００ＭＰａを超え、さらに低Ｃｅｑ．、Ｃａ添加のため母材靱性、溶接熱影響部靱性に優れ、低Ｐｃｍであることから溶接性に優れ、さらに降伏比が低い。一方、比較例６は、仕上圧延後に加速冷却を開始するまでの時間が２０秒を超えているため、降伏比が高く、Ｓｉ量が本発明の範囲を超えているために母材靱性と溶接熱影響部靱性が大きく低下しており、発明例５に比べて母材強度と溶接性、耐震性のバランスが大きく劣っている。
【００６４】
発明例６は、０．１６という非常に低いＣｅｑ．で引張強さ４００ＭＰａ程度を達成するため、析出元素のＴｉとＮｂを添加し、仕上圧延後１０秒以内の加速冷却を行い、さらに降伏比を低減するため加速冷却後に二相域までの再加熱を実施したものである。粗大析出物の生成量が少ないため、強度は４００ＭＰａを超え、さらに低Ｃｅｑ．、Ｍｇ添加のため母材靱性、溶接熱影響部靱性に優れ、低Ｐｃｍであることから溶接性に優れ、さらに降伏比が低い。一方、比較例７は、仕上圧延後に加速冷却を開始するまでの時間が２０秒を超えているため、降伏比が高く、Ｍｎ量が本発明の範囲を超えているために母材靱性と溶接熱影響部靱性が大きく低下しており、発明例６に比べて母材強度と溶接性、耐震性のバランスが大きく劣っている。
【００６５】
発明例７は、０．２６という非常に低いＣｅｑ．で引張強さ５００ＭＰａ程度を達成するため、析出元素のＴｉを添加し、仕上圧延後２０秒以内の加速冷却を実施したものである。粗大析出物の生成量が少ないため、強度は５００ＭＰａを超え、さらに低Ｃｅｑ．のため母材靱性、溶接熱影響部靱性に優れ、さらに低Ｐｃｍであることから溶接性に優れている。一方、比較例８は、仕上圧延後に加速冷却を開始するまでの時間が２０秒を超えているため、粗大析出物が多量に生成し、強度が低く、発明例７に比べて母材強度と溶接性のバランスが大きく劣っている。また、比較例９は、Ｃ量が本発明の範囲を超えているために母材靱性と溶接熱影響部靱性が大きく低下しており、発明例７に比べて母材強度と溶接性のバランスが大きく劣っている。
【００６６】
発明例８は、０．２８という非常に低いＣｅｑ．で引張強さ５００ＭＰａ程度を達成するため、析出元素のＶ、Ｎｂを添加し、仕上圧延後２０秒以内の加速冷却を実施したものである。粗大析出物の生成量が少ないため、強度は５００ＭＰａを超え、さらに低Ｃｅｑ．、Ｍｇ添加のため母材靱性、溶接熱影響部靱性に優れ、さらに低Ｐｃｍであることから溶接性に優れている。一方、比較例１０は、仕上圧延後に加速冷却を開始するまでの時間が２０秒を超えているため、粗大析出物が多量に生成し、強度が低く、発明例８に比べて母材強度と溶接性のバランスが大きく劣っている。
【００６７】
発明例９は、０．２７という非常に低いＣｅｑ．で引張強さ５００ＭＰａ程度を達成するため、析出元素のＮｂを添加し、仕上圧延後２０秒以内の加速冷却を実施したものである。粗大析出物の生成量が少ないため、強度は５００ＭＰａを超え、さらに低Ｃｅｑ．のため母材靱性、溶接熱影響部靱性に優れ、さらに低Ｐｃｍであることから溶接性に優れている。一方、比較例１１は、仕上圧延後に加速冷却を開始するまでの時間が２０秒を超えているため、粗大析出物が多量に生成し、強度が低く、発明例９に比べて母材強度と溶接性のバランスが大きく劣っている。
【００６８】
発明例１０は、０．２８という非常に低いＣｅｑ．で引張強さ５００ＭＰａ程度を達成するため、析出元素のＮｂを添加し、仕上圧延後２０秒以内の加速冷却を実施したものである。粗大析出物の生成量が少ないため、強度は５００ＭＰａを超え、さらに低Ｃｅｑ．のため母材靱性、溶接熱影響部靱性に優れ、さらに低Ｐｃｍであることから溶接性に優れている。一方、比較例１２は、仕上圧延後に加速冷却を開始するまでの時間が２０秒を超えているため、粗大析出物が多量に生成し、強度が低く、発明例１０に比べて母材強度と溶接性のバランスが大きく劣っている。
【００６９】
発明例１１は、０．２６という非常に低いＣｅｑ．で引張強さ５００ＭＰａ程度を達成するため、析出元素のＴｉを添加し、仕上圧延後２０秒以内の加速冷却を実施したものである。粗大析出物の生成量が少ないため、強度は５００ＭＰａを超え、さらに低Ｃｅｑ．のため母材靱性、溶接熱影響部靱性に優れ、さらに低Ｐｃｍであることから溶接性に優れている。一方、比較例１３は、仕上圧延後に加速冷却を開始するまでの時間が２０秒を超えているため、粗大析出物が多量に生成し、強度が低く、さらにＮが本発明の範囲を超えて添加されているために母材および溶接熱影響部の靱性が低く、発明例１１に比べて母材強度と溶接性のバランスが大きく劣っている。
【００７０】
発明例１２は、０．２６という非常に低いＣｅｑ．で引張強さ５００ＭＰａ程度を達成するため、析出元素のＶ、Ｎｂを添加し、仕上圧延後２０秒以内の加速冷却を実施したものである。粗大析出物の生成量が少ないため、強度は５００ＭＰａを超え、さらに低Ｃｅｑ．、ＲＥＭ添加のため母材靱性、溶接熱影響部靱性に優れ、さらに低Ｐｃｍであることから溶接性に優れている。一方、比較例１４は、仕上圧延後に加速冷却を開始するまでの時間が２０秒を超えているため、粗大析出物が多量に生成し、強度が低く、さらにＡｌが本発明の範囲を超えて添加されているために母材および溶接熱影響部の靱性が低く、発明例１２に比べて母材強度と溶接性のバランスが大きく劣っている。
【００７１】
発明例１３は、０．２６という非常に低いＣｅｑ．で引張強さ５００ＭＰａ程度を達成するため、析出元素のＮｂを添加し、仕上圧延後２０秒以内の加速冷却を実施したものである。粗大析出物の生成量が少ないため、強度は５００ＭＰａを超え、さらに低Ｃｅｑ．、Ｃａ添加のため母材靱性、溶接熱影響部靱性に優れ、さらに低Ｐｃｍであることから溶接性に優れている。一方、比較例１５は、仕上圧延後に加速冷却を開始するまでの時間が２０秒を超えているため、粗大析出物が多量に生成し、強度が低く、さらに加熱温度が本発明の範囲を超えているために母材靱性が低く、発明例１３に比べて母材強度と溶接性のバランスが大きく劣っている。
【００７２】
発明例１４は、０．２４という非常に低いＣｅｑ．で引張強さ５００ＭＰａ程度を達成するため、析出元素のＴｉ、Ｎｂを添加し、仕上圧延後１０秒以内の加速冷却を実施したものである。粗大析出物の生成量が少ないため、強度は５００ＭＰａを超え、さらに低Ｃｅｑ．、Ｃａ添加のため母材靱性、溶接熱影響部靱性に優れ、さらに低Ｐｃｍであることから溶接性に優れている。一方、比較例１６は、仕上圧延後に加速冷却を開始するまでの時間が２０秒を超えているため、粗大析出物が多量に生成し、強度が低く、さらに加熱温度が本発明の範囲を超えているために母材靱性が低く、発明例１４に比べて母材強度と溶接性のバランスが大きく劣っている。
【００７３】
発明例１５は、０．２９という非常に低いＣｅｑ．で引張強さ５００ＭＰａ程度を達成するため、析出元素のＶを添加し、仕上圧延後２０秒以内の加速冷却を行い、さらに降伏比を低減するために二段階の加速冷却を実施したものである。粗大析出物の生成量が少ないため、強度は５００ＭＰａを超え、さらに低Ｃｅｑ．のため母材靱性、溶接熱影響部靱性に優れ、低Ｐｃｍであることから溶接性に優れ、さらに降伏比が低い。一方、比較例１７は、仕上圧延後に加速冷却を開始するまでの時間が２０秒を超えているため、粗大析出物が多量に生成し、強度が低く、降伏比が高く、発明例１５に比べて母材強度と溶接性、耐震性のバランスが大きく劣っている。
【００７４】
発明例１６は、０．２９という非常に低いＣｅｑ．で引張強さ５００ＭＰａ程度を達成するため、析出元素のＮｂを添加し、仕上圧延後２０秒以内の加速冷却を行い、さらに降伏比を低減するために二段階の加速冷却を実施したものである。粗大析出物の生成量が少ないため、強度は５００ＭＰａを超え、さらに低Ｃｅｑ．のため母材靱性、溶接熱影響部靱性に優れ、低Ｐｃｍであることから溶接性に優れ、さらに降伏比が低い。一方、比較例１８は、仕上圧延後に加速冷却を開始するまでの時間が２０秒を超えているため、粗大析出物が多量に生成し、強度が低く、降伏比が高く、発明例１６に比べて母材強度と溶接性、耐震性のバランスが大きく劣っている。
【００７５】
発明例１７は、０．２９という非常に低いＣｅｑ．で引張強さ５００ＭＰａ程度を達成するため、析出元素のＴｉ、Ｖを添加し、仕上圧延後２０秒以内の加速冷却を行い、さらに降伏比を低減するために二段階の加速冷却を実施したものである。粗大析出物の生成量が少ないため、強度は５００ＭＰａを超え、さらに低Ｃｅｑ．のため母材靱性、溶接熱影響部靱性に優れ、低Ｐｃｍであることから溶接性に優れ、さらに降伏比が低い。一方、比較例１９は、仕上圧延後に加速冷却を開始するまでの時間が２０秒を超えているため、粗大析出物が多量に生成し、降伏比が高く、さらにＣ量が本発明の範囲を超えているために母材および溶接熱影響部の靱性が大幅に低下しており、発明例１７に比べて母材強度と溶接性、耐震性のバランスが大きく劣っている。
【００７６】
発明例１８は、０．２７という非常に低いＣｅｑ．で引張強さ５００ＭＰａ程度を達成するため、析出元素のＮｂを添加し、仕上圧延後２０秒以内の加速冷却を行い、さらに降伏比を低減するために二段階の加速冷却を実施したものである。粗大析出物の生成量が少ないため、強度は５００ＭＰａを超え、さらに低Ｃｅｑ．、Ｍｇ添加のため母材靱性、溶接熱影響部靱性に優れ、低Ｐｃｍであることから溶接性に優れ、さらに降伏比が低い。一方、比較例２０は、仕上圧延後に加速冷却を開始するまでの時間が２０秒を超えているため、粗大析出物が多量に生成し、強度が低く、降伏比が高く、さらにＮ量が本発明の範囲を超えているために母材および溶接熱影響部の靱性が大幅に低下しており、発明例１８に比べて母材強度と溶接性、耐震性のバランスが大きく劣っている。
【００７７】
発明例１９は、０．２９という非常に低いＣｅｑ．で引張強さ５００ＭＰａ程度を達成するため、析出元素のＴｉ、Ｖを添加し、仕上圧延後２０秒以内の加速冷却を行い、さらに降伏比を低減するために加速冷却後に二相域までの再加熱を実施したものである。粗大析出物の生成量が少ないため、強度は５００ＭＰａを超え、さらに低Ｃｅｑ．、Ｃａ、ＲＥＭ添加のため母材靱性、溶接熱影響部靱性に優れ、低Ｐｃｍであることから溶接性に優れ、さらに降伏比が低い。一方、比較例２１は、仕上圧延後に加速冷却を開始するまでの時間が２０秒を超えているため、粗大析出物が多量に生成し、強度が低く、降伏比が高く、発明例１９に比べて母材強度と溶接性、耐震性のバランスが大きく劣っている。
【００７８】
発明例２０は、０．２７という非常に低いＣｅｑ．で引張強さ５００ＭＰａ程度を達成するため、析出元素のＶ、Ｎｂを添加し、仕上圧延後２０秒以内の加速冷却を行い、さらに降伏比を低減するために加速冷却後に二相域までの再加熱を実施したものである。粗大析出物の生成量が少ないため、強度は５００ＭＰａを超え、さらに低Ｃｅｑ．、Ｃａ、Ｍｇ添加のため母材靱性、溶接熱影響部靱性に優れ、低Ｐｃｍであることから溶接性に優れ、さらに降伏比が低い。一方、比較例２２は、仕上圧延後に加速冷却を開始するまでの時間が２０秒を超えているため、粗大析出物が多量に生成し、強度が低く、降伏比が高く、さらに加熱温度が本発明の範囲を超えているために母材靱性が大きく低下しており、発明例２０に比べて母材強度と溶接性、耐震性のバランスが大きく劣っている。
【００７９】
発明例２１は、０．２５という非常に低いＣｅｑ．で引張強さ５００ＭＰａ程度を達成するため、析出元素のＴｉ、Ｎｂを添加し、仕上圧延後１０秒以内の加速冷却を行い、さらに降伏比を低減するために加速冷却後に二相域までの再加熱を実施したものである。粗大析出物の生成量が少ないため、強度は５００ＭＰａを超え、さらに低Ｃｅｑ．、ＲＥＭ添加のため母材靱性、溶接熱影響部靱性に優れ、低Ｐｃｍであることから溶接性に優れ、さらに降伏比が低い。一方、比較例２３は、仕上圧延後に加速冷却を開始するまでの時間が２０秒を超えているため、粗大析出物が多量に生成し、強度が低く、降伏比が高く、さらに圧延の仕上温度が本発明の範囲を下回っているために母材靱性が大きく低下しており、発明例２１に比べて母材強度と溶接性、耐震性のバランスが大きく劣っている。
【００８０】
発明例２２は、０．３０という非常に低いＣｅｑ．で引張強さ６００ＭＰａ程度を達成するため、析出元素のＶを添加し、仕上圧延後２０秒以内の加速冷却を実施したものである。粗大析出物の生成量が少ないため、強度は６００ＭＰａを超え、さらに低Ｃｅｑ．のため母材靱性、溶接熱影響部靱性に優れ、さらに低Ｐｃｍであることから溶接性に優れている。一方、比較例２４は、仕上圧延後に加速冷却を開始するまでの時間が２０秒を超えているため、粗大析出物が多量に生成し、強度が低く、発明例２２に比べて母材強度と溶接性のバランスが大きく劣っている。比較例２５は、Ｎ量が本発明の範囲を超えているため、粗大析出物が多量に生成し、強度が低く、さらに母材および溶接熱影響部の靱性が大幅に低下しており、発明例２２に比べて母材強度と溶接性のバランスが大きく劣っている。比較例２６は、Ｖ量が本発明の範囲を超えているため、粗大析出物が多量に生成し、強度が低く、さらに母材および溶接熱影響部の靱性が大幅に低下しており、発明例２２に比べて母材強度と溶接性のバランスが大きく劣っている。
【００８１】
発明例２３は、０．２９という非常に低いＣｅｑ．で引張強さ６００ＭＰａ程度を達成するため、析出元素のＴｉ、Ｎｂを添加し、仕上圧延後２０秒以内の加速冷却を実施したものである。粗大析出物の生成量が少ないため、強度は６００ＭＰａを超え、さらに低Ｃｅｑ．のため母材靱性、溶接熱影響部靱性に優れ、さらに低Ｐｃｍであることから溶接性に優れている。一方、比較例２７は、仕上圧延後に加速冷却を開始するまでの時間が２０秒を超えているため、粗大析出物が多量に生成し、強度が低く、発明例２３に比べて母材強度と溶接性のバランスが大きく劣っている。比較例２８は、Ｎｂ量が本発明の範囲を超えているため、粗大析出物が多量に生成し、強度が低く、さらに母材および溶接熱影響部の靱性が大幅に低下しており、発明例２３に比べて母材強度と溶接性のバランスが大きく劣っている。
【００８２】
発明例２４は、０．２７という非常に低いＣｅｑ．で引張強さ６００ＭＰａ程度を達成するため、析出元素のＴｉ、Ｎｂを添加し、仕上圧延後１０秒以内の加速冷却を実施したものである。粗大析出物の生成量が少ないため、強度は６００ＭＰａを超え、さらに低Ｃｅｑ．のため母材靱性、溶接熱影響部靱性に優れ、さらに低Ｐｃｍであることから溶接性に優れている。一方、比較例２９は、仕上圧延後に加速冷却を開始するまでの時間が２０秒を超えているため、粗大析出物が多量に生成し、強度が低く、さらにスラブ（鋼片または鋳片）の加熱温度が本発明の範囲を超えているため、母材の靱性が大幅に低下しており、発明例２４に比べて母材強度と溶接性のバランスが大きく劣っている。
【００８３】
発明例２５は、０．２８という非常に低いＣｅｑ．で引張強さ６００ＭＰａ程度を達成するため、析出元素のＴｉ、Ｖを添加し、仕上圧延後２０秒以内の加速冷却を実施したものである。粗大析出物の生成量が少ないため、強度は６００ＭＰａを超え、さらに低Ｃｅｑ．のため母材靱性、溶接熱影響部靱性に優れ、さらに低Ｐｃｍであることから溶接性に優れている。一方、比較例３０は、仕上圧延後に加速冷却を開始するまでの時間が２０秒を超えているため、粗大析出物が多量に生成し、強度が低く、発明例２５に比べて母材強度と溶接性のバランスが大きく劣っている。
【００８４】
発明例２６は、０．２７という非常に低いＣｅｑ．で引張強さ６００ＭＰａ程度を達成するため、析出元素のＴｉ、Ｎｂを添加し、仕上圧延後２０秒以内の加速冷却を実施したものである。粗大析出物の生成量が少ないため、強度は６００ＭＰａを超え、さらに低Ｃｅｑ．のため母材靱性、溶接熱影響部靱性に優れ、さらに低Ｐｃｍであることから溶接性に優れている。一方、比較例３１は、仕上圧延後に加速冷却を開始するまでの時間が２０秒を超えているため、粗大析出物が多量に生成し、強度が低く、さらに仕上圧延の終了温度が本発明の範囲を下回っているために母材靱性が大幅に低下しており、発明例２６に比べて母材強度と溶接性のバランスが大きく劣っている。
【００８５】
発明例２７は、０．２９という非常に低いＣｅｑ．で引張強さ６００ＭＰａ程度を達成するため、析出元素のＶを添加し、仕上圧延後２０秒以内の加速冷却を実施したものである。粗大析出物の生成量が少ないため、強度は６００ＭＰａを超え、さらに低Ｃｅｑ．のため母材靱性、溶接熱影響部靱性に優れ、さらに低Ｐｃｍであることから溶接性に優れている。一方、比較例３２は、仕上圧延後に加速冷却を開始するまでの時間が２０秒を超えているため、粗大析出物が多量に生成し、強度が低く、発明例２７に比べて母材強度と溶接性のバランスが大きく劣っている。
【００８６】
発明例２８は、０．２９という非常に低いＣｅｑ．で引張強さ６００ＭＰａ程度を達成するため、析出元素のＮｂを添加し、仕上圧延後２０秒以内の加速冷却を実施したものである。粗大析出物の生成量が少ないため、強度は６００ＭＰａを超え、さらに低Ｃｅｑ．のため母材靱性、溶接熱影響部靱性に優れ、さらに低Ｐｃｍであることから溶接性に優れている。一方、比較例３３は、仕上圧延後に加速冷却を開始するまでの時間が２０秒を超えているため、粗大析出物が多量に生成し、強度が低く、さらにスラブ（鋼片または鋳片）の加熱温度が本発明の範囲を超えているために、母材靱性が大幅に低下しており、発明例２８に比べて母材強度と溶接性のバランスが大きく劣っている。
【００８７】
発明例２９は、０．２６という非常に低いＣｅｑ．で引張強さ６００ＭＰａ程度を達成するため、析出元素のＴｉ、Ｎｂを添加し、仕上圧延後１０秒以内の加速冷却を実施したものである。粗大析出物の生成量が少ないため、強度は６００ＭＰａを超え、さらに低Ｃｅｑ．、Ｍｇ添加のため母材靱性、溶接熱影響部靱性に優れ、さらに低Ｐｃｍであることから溶接性に優れている。一方、比較例３４は、仕上圧延後に加速冷却を開始するまでの時間が２０秒を超えているため、粗大析出物が多量に生成し、強度が低く、さらにＮｂ量が本発明の範囲を大幅に超えているため、母材および溶接熱影響部の靱性が大幅に低下しており、発明例２９に比べて母材強度と溶接性のバランスが大きく劣っている。
【００８８】
発明例３０は、０．３０という非常に低いＣｅｑ．で引張強さ６００ＭＰａ程度を達成するため、析出元素のＶ、Ｎｂを添加し、仕上圧延後２０秒以内の加速冷却を行い、さらに降伏比を低減するために二段階の加速冷却を実施したものである。粗大析出物の生成量が少ないため、強度は６００ＭＰａを超え、さらに低Ｃｅｑ．のため母材靱性、溶接熱影響部靱性に優れ、低Ｐｃｍであることから溶接性に優れ、さらに降伏比が低い。一方、比較例３５は、仕上圧延後に加速冷却を開始するまでの時間が２０秒を超えているため、粗大析出物が多量に生成し、強度が低く、降伏比が高く、発明例３０に比べて母材強度と溶接性、耐震性のバランスが大きく劣っている。
【００８９】
発明例３１は、０．３０という非常に低いＣｅｑ．で引張強さ６００ＭＰａ程度を達成するため、析出元素のＴｉ、Ｖを添加し、仕上圧延後２０秒以内の加速冷却を行い、さらに降伏比を低減するために二段階の加速冷却を実施したものである。粗大析出物の生成量が少ないため、強度は６００ＭＰａを超え、さらに低Ｃｅｑ．のため母材靱性、溶接熱影響部靱性に優れ、低Ｐｃｍであることから溶接性に優れ、さらに降伏比が低い。一方、比較例３６は、仕上圧延後に加速冷却を開始するまでの時間が２０秒を超えているため、粗大析出物が多量に生成し、強度が低く、降伏比が高く、さらにＴｉ量が本発明の範囲を超えているために母材および溶接熱影響部の靱性が大幅に低下しており、発明例３１に比べて母材強度と溶接性、耐震性のバランスが大きく劣っている。
【００９０】
発明例３２は、０．２７という非常に低いＣｅｑ．で引張強さ６００ＭＰａ程度を達成するため、析出元素のＴｉ、Ｎｂを添加し、仕上圧延後１０秒以内の加速冷却を行い、さらに降伏比を低減するために二段階の加速冷却を実施したものである。粗大析出物の生成量が少ないため、強度は６００ＭＰａを超え、さらに低Ｃｅｑ．、Ｃａ添加のため母材靱性、溶接熱影響部靱性に優れ、低Ｐｃｍであることから溶接性に優れ、さらに降伏比が低い。一方、比較例３７は、仕上圧延後に加速冷却を開始するまでの時間が２０秒を超えているため、粗大析出物が多量に生成し、強度が低く、降伏比が高く、さらに圧延の仕上終了温度が本発明の範囲を下回っていることから母材靱性が大幅に低下しており、発明例３２に比べて母材強度と溶接性、耐震性のバランスが大きく劣っている。
【００９１】
発明例３３は、０．３０という非常に低いＣｅｑ．で引張強さ６００ＭＰａ程度を達成するため、析出元素のＶ、Ｎｂを添加し、仕上圧延後２０秒以内の加速冷却を行い、さらに降伏比を低減するために加速冷却後に二相域までの再加熱を実施したものである。粗大析出物の生成量が少ないため、強度は６００ＭＰａを超え、さらに低Ｃｅｑ．のため母材靱性、溶接熱影響部靱性に優れ、低Ｐｃｍであることから溶接性に優れ、さらに降伏比が低い。一方、比較例３８は、仕上圧延後に加速冷却を開始するまでの時間が２０秒を超えているため、粗大析出物が多量に生成し、強度が低く、降伏比が高く、発明例３３に比べて母材強度と溶接性、耐震性のバランスが大きく劣っている。
【００９２】
発明例３４は、０．２８という非常に低いＣｅｑ．で引張強さ６００ＭＰａ程度を達成するため、析出元素のＴｉを添加し、仕上圧延後２０秒以内の加速冷却を行い、さらに降伏比を低減するために加速冷却後に二相域までの再加熱を実施したものである。粗大析出物の生成量が少ないため、強度は６００ＭＰａを超え、さらに低Ｃｅｑ．、ＲＥＭ添加のため母材靱性、溶接熱影響部靱性に優れ、低Ｐｃｍであることから溶接性に優れ、さらに降伏比が低い。一方、比較例３９は、仕上圧延後に加速冷却を開始するまでの時間が２０秒を超えているため、粗大析出物が多量に生成し、降伏比が高く、さらにＣ量が本発明の範囲を超えているため、母材および溶接熱影響部の靱性が大幅に低下しており、発明例３４に比べて母材強度と溶接性、耐震性のバランスが大きく劣っている。
【００９３】
発明例３５は、０．２８という非常に低いＣｅｑ．で引張強さ６００ＭＰａ程度を達成するため、析出元素のＶ、Ｎｂを添加し、仕上圧延後２０秒以内の加速冷却を行い、さらに降伏比を低減するために加速冷却後に二相域までの再加熱を実施したものである。粗大析出物の生成量が少ないため、強度は６００ＭＰａを超え、さらに低Ｃｅｑ．、Ｍｇ添加のため母材靱性、溶接熱影響部靱性に優れ、低Ｐｃｍであることから溶接性に優れ、さらに降伏比が低い。一方、比較例４０は、仕上圧延後に加速冷却を開始するまでの時間が２０秒を超えているため、粗大析出物が多量に生成し、強度が低く、降伏比が高く、さらに圧延の仕上温度が本発明の範囲を下回っているため、母材の靱性が大幅に低下しており、発明例３５に比べて母材強度と溶接性、耐震性のバランスが大きく劣っている。
【００９４】
発明例３６は、０．４２という非常に低いＣｅｑ．で引張強さ８００ＭＰａ程度を達成するため、析出元素のＴｉ、Ｎｂを添加し、仕上圧延後２０秒以内の加速冷却を実施したものである。粗大析出物の生成量が少ないため、強度は８００ＭＰａを超え、さらに低Ｃｅｑ．のため母材靱性、溶接熱影響部靱性に優れ、さらに低Ｐｃｍであることから溶接性に優れている。一方、比較例４１は、仕上圧延後に加速冷却を開始するまでの時間が２０秒を超えているため、粗大析出物が多量に生成し、強度が低く、発明例３６に比べて母材強度と溶接性、耐震性のバランスが大きく劣っている。比較例４２は、Ｔｉの添加量が本発明の範囲を超えているため、母材および溶接熱影響部の靱性が大幅に低下しており、発明例３６に比べて母材強度と溶接性のバランスが大きく劣っている。
【００９５】
発明例３７は、０．４１という非常に低いＣｅｑ．で引張強さ８００ＭＰａ程度を達成するため、析出元素のＴｉ、Ｖを添加し、仕上圧延後２０秒以内の加速冷却を実施したものである。粗大析出物の生成量が少ないため、強度は８００ＭＰａを超え、さらに低Ｃｅｑ．のため母材靱性、溶接熱影響部靱性に優れ、さらに低Ｐｃｍであることから溶接性に優れている。一方、比較例４３は、仕上圧延後に加速冷却を開始するまでの時間が２０秒を超えているため、粗大析出物が多量に生成し、強度が低く、発明例３７に比べて母材強度と溶接性のバランスが大きく劣っている。
【００９６】
発明例３８は、０．３９という非常に低いＣｅｑ．で引張強さ８００ＭＰａ程度を達成するため、析出元素のＴｉを添加し、仕上圧延後１０秒以内の加速冷却を実施したものである。粗大析出物の生成量が少ないため、強度は８００ＭＰａを超え、さらに低Ｃｅｑ．のため母材靱性、溶接熱影響部靱性に優れ、さらに低Ｐｃｍであることから溶接性に優れている。一方、比較例４４は、仕上圧延後に加速冷却を開始するまでの時間が２０秒を超えているため、粗大析出物が多量に生成し、強度が低く、さらに圧延の仕上終了温度が本発明の範囲を下回っているために母材の靱性が大幅に低下しており、発明例３８に比べて母材強度と溶接性のバランスが大きく劣っている。
【００９７】
発明例３９は、０．４２という非常に低いＣｅｑ．で引張強さ８００ＭＰａ程度を達成するため、析出元素のＮｂを添加し、仕上圧延後２０秒以内の加速冷却を実施したものである。粗大析出物の生成量が少ないため、強度は８００ＭＰａを超え、さらに低Ｃｅｑ．、Ｃａ、Ｍｇ添加のため母材靱性、溶接熱影響部靱性に優れ、さらに低Ｐｃｍであることから溶接性に優れている。一方、比較例４５はＮｂ量が本発明の範囲を超えているため、粗大析出物が多量に生成し、強度が低く、さらに母材および溶接熱影響部の靱性が大幅に低下しており、発明例３９に比べて母材強度と溶接性のバランスが大きく劣っている。
【００９８】
発明例４０は、０．３９という非常に低いＣｅｑ．で引張強さ８００ＭＰａ程度を達成するため、析出元素のＶ、Ｎｂを添加し、仕上圧延後１０秒以内の加速冷却を実施したものである。粗大析出物の生成量が少ないため、強度は８００ＭＰａを超え、さらに低Ｃｅｑ．のため母材靱性、溶接熱影響部靱性に優れ、さらに低Ｐｃｍであることから溶接性に優れている。一方、比較例４６は、仕上圧延後に加速冷却を開始するまでの時間が２０秒を超えているため、粗大析出物が多量に生成し、強度が低く、発明例４０に比べて母材強度と溶接性のバランスが大きく劣っている。
【００９９】
発明例４１は、０．３９という非常に低いＣｅｑ．で引張強さ８００ＭＰａ程度を達成するため、析出元素のＴｉを添加し、仕上圧延後２０秒以内の加速冷却を実施したものである。粗大析出物の生成量が少ないため、強度は８００ＭＰａを超え、さらに低Ｃｅｑ．のため母材靱性、溶接熱影響部靱性に優れ、さらに低Ｐｃｍであることから溶接性に優れている。一方、比較例４７は、仕上圧延後に加速冷却を開始するまでの時間が２０秒を超えているため、粗大析出物が多量に生成し、強度が低く、さらにスラブの加熱温度が本発明の範囲を超えているために母材靱性が大幅に低下しており、発明例４１に比べて母材強度と溶接性のバランスが大きく劣っている。
【０１００】
発明例４２は、０．３６という非常に低いＣｅｑ．で引張強さ８００ＭＰａ程度を達成するため、析出元素のＴｉ、Ｎｂを添加し、仕上圧延後１０秒以内の加速冷却を実施したものである。粗大析出物の生成量が少ないため、強度は８００ＭＰａを超え、さらに低Ｃｅｑ．、Ｍｇ添加のため母材靱性、溶接熱影響部靱性に優れ、さらに低Ｐｃｍであることから溶接性に優れている。一方、比較例４８は、仕上圧延後に加速冷却を開始するまでの時間が２０秒を超えているため、粗大析出物が多量に生成し、強度が低く、さらに圧延の仕上終了温度が本発明の範囲を下回っているため、母材靱性が大幅に低下しており、発明例４２に比べて母材強度と溶接性のバランスが大きく劣っている。
【０１０１】
発明例４３は、０．４３という非常に低いＣｅｑ．で引張強さ８００ＭＰａ程度を達成するため、析出元素のＶを添加し、仕上圧延後２０秒以内の加速冷却を行い、さらに降伏比を低減するために二段階の加速冷却を実施したものである。粗大析出物の生成量が少ないため、強度は８００ＭＰａを超え、さらに低Ｃｅｑ．のため母材靱性、溶接熱影響部靱性に優れ、低Ｐｃｍであることから溶接性に優れ、さらに降伏比が低い。一方、比較例４９は、仕上圧延後に加速冷却を開始するまでの時間が２０秒を超えているため、粗大析出物が多量に生成し、強度が低く、降伏比が高く、発明例４３に比べて母材強度と溶接性のバランスが大きく劣っている。
【０１０２】
発明例４４は、０．３７という非常に低いＣｅｑ．で引張強さ８００ＭＰａ程度を達成するため、析出元素のＴｉ、Ｎｂを添加し、仕上圧延後１０秒以内の加速冷却を行い、さらに降伏比を低減するために二段階の加速冷却を実施したものである。粗大析出物の生成量が少ないため、強度は８００ＭＰａを超え、さらに低Ｃｅｑ．、ＲＥＭ添加のため母材靱性、溶接熱影響部靱性に優れ、低Ｐｃｍであることから溶接性に優れ、さらに降伏比が低い。一方、比較例５０は、仕上圧延後に加速冷却を開始するまでの時間が２０秒を超えているため、粗大析出物が多量に生成し、強度が低く、降伏比が高く、さらに圧延の仕上終了温度が本発明の範囲を下回っているために母材靱性が大幅に低下しており、発明例４４に比べて母材強度と溶接性のバランスが大きく劣っている。
【０１０３】
発明例４５は、０．３９という非常に低いＣｅｑ．で引張強さ８００ＭＰａ程度を達成するため、析出元素のＴｉ、Ｖを添加し、仕上圧延後２０秒以内の加速冷却を行い、さらに降伏比を低減するために加速冷却後に二相域までの再加熱を実施したものである。粗大析出物の生成量が少ないため、強度は８００ＭＰａを超え、さらに低Ｃｅｑ．のため母材靱性、溶接熱影響部靱性に優れ、低Ｐｃｍであることから溶接性に優れ、さらに降伏比が低い。一方、比較例５１は、仕上圧延後に加速冷却を開始するまでの時間が２０秒を超えているため、粗大析出物が多量に生成し、強度が低く、降伏比が高く、さらにＮ量が本発明の範囲を超えているために母材および溶接熱影響部の靱性が大幅に低下しており、発明例４５に比べて母材強度と溶接性のバランスが大きく劣っている。
【０１０４】
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１〜４５の鋼板は、同一の強度で比較した場合の母材靱性や溶接熱影響部靱性に極めて優れた鋼材であることは明白である。
【０１０５】
【表１】
【表２】
【表３】
【表４】
【表５】
【表６】
【表７】
【表８】
【表９】
【表１０】
【表１１】
【表１２】
【表１３】
【表１４】
【発明の効果】
本発明によれば、幅広い強度範囲で母材及び溶接熱影響部の靱性に優れた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。
Claims (14)
- 質量％で、
Ｃ ：０．００５〜０．２％、
Ｎ ：０．０００１〜０．０１％、
Ａｌ：０．００１〜０．１％、
Ｓｉ：０．０１〜１％、
Ｍｎ：０．１〜２％、
Ｐ ：０．０２％以下、
Ｓ ：０．０２％以下を含有し、さらに
Ｔｉ：０．００１〜０．１％、
Ｖ：０．００１〜０．２％、
Ｎｂ：０．００１〜０．１％の１種または２種以上を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼組成を有し、かつ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの１種または２種以上を含有する炭化物、炭窒化物、窒化物のうちで円相当直径の寸法が５０ｎｍ以上１００００ｎｍ以下のものの個数密度が５．０×１０6個／ｍｍ2未満であり、該個数密度をＴｉ、Ｎｂ、Ｖのうち該個数密度の算出対象となった炭化物、炭窒化物、窒化物が含有する種類の合金元素の添加量の総和で除した値が５．０×１０7個／（ｍｍ2・質量％）未満であることを特徴とする、溶接性および耐震性に優れた鋼板。 - ミクロ組織の７０％未満がベイナイトあるいはマルテンサイトを主体とする組織であり、残部がフェライトを主体とする組織であることを特徴とする、請求項１に記載の溶接性および耐震性に優れた鋼板。
- 質量％で、さらに、
Ｃｕ：０．００５〜１％、
Ｎｉ：０．０１〜２％、
Ｃｒ：０．０１〜１％、
Ｍｏ：０．０１〜１％
の１種または２種以上をさらに含有することを特徴とする、請求項１または２に記載の溶接性および耐震性に優れた鋼板。 - 質量％で、さらに、
Ｃａ：０．０００５〜０．０２％、
Ｍｇ：０．０００５〜０．０２％、
ＲＥＭ：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ないし３のいずれか１項に記載の溶接性および耐震性に優れた鋼板。 - 質量％で、
Ｃ ：０．００５〜０．２％、
Ｎ ：０．０００１〜０．０１％、
Ａｌ：０．００１〜０．１％、
Ｓｉ：０．０１〜１％、
Ｍｎ：０．１〜２％、
Ｐ ：０．０２％以下、
Ｓ ：０．０２％以下を含有し、さらに
Ｔｉ：０．００１〜０．１％、
Ｖ：０．００１〜０．２％、
Ｎｂ：０．００１〜０．１％の１種または２種以上を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼組成を有する鋼片または鋳片を１０５０℃以上１３５０℃以下の温度域に加熱し、該温度域に２０分以上保持をした後に圧延を開始し、圧延をＡｒ３点以上９００℃以下で終了した後、２０秒以内に鋼板表面の平均冷却速度が０．５℃／ｓ以上の冷却を行い、３００℃以上で冷却を終了した後空冷することを特徴とする溶接性および耐震性に優れた鋼板の製造方法。 - 質量％で、
Ｃ ：０．００５〜０．２％、
Ｎ ：０．０００１〜０．０１％、
Ａｌ：０．００１〜０．１％、
Ｓｉ：０．０１〜１％、
Ｍｎ：０．１〜２％、
Ｐ ：０．０２％以下、
Ｓ ：０．０２％以下を含有し、さらに
Ｔｉ：０．００１〜０．１％、
Ｖ：０．００１〜０．２％、
Ｎｂ：０．００１〜０．１％の１種または２種以上を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼組成を有する鋼片または鋳片を１０５０℃以上１３５０℃以下の温度域に加熱し、該温度域に２０分以上保持をした後に圧延を開始し、圧延をＡｒ３点以上９００℃以下で終了した後、２０秒以内に鋼板表面の平均冷却速度が０．５℃／ｓ以上の冷却を行い、５００℃未満で冷却を終了した後空冷し、さらにその後に９００℃未満の温度で焼き戻しを行うことを特徴とする溶接性および耐震性に優れた鋼板の製造方法。 - 質量％で、
Ｃ ：０．００５〜０．２％、
Ｎ ：０．０００１〜０．０１％、
Ａｌ：０．００１〜０．１％、
Ｓｉ：０．０１〜１％、
Ｍｎ：０．１〜２％、
Ｐ ：０．０２％以下、
Ｓ ：０．０２％以下を含有し、さらに
Ｔｉ：０．００１〜０．１％、
Ｖ：０．００１〜０．２％、
Ｎｂ：０．００１〜０．１％の１種または２種以上を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼組成を有する鋼片または鋳片を１０５０℃以上１３５０℃以下の温度域に加熱し、該温度域に２０分以上保持をした後に圧延を開始し、圧延をＡｒ３点以上９００℃以下で終了した後、２０秒以内に鋼板表面の平均冷却速度が０．５℃／ｓ以上の冷却を行い、該冷却をＡｒ３点以下５００℃以上の温度域で停止し、さらに、その後、６００秒以内に鋼板表面の平均冷却速度が０．５℃／ｓ以上の冷却を行うことを特徴とする、溶接性および耐震性に優れた鋼板の製造方法。 - 質量％で、
Ｃ ：０．００５〜０．２％、
Ｎ ：０．０００１〜０．０１％、
Ａｌ：０．００１〜０．１％、
Ｓｉ：０．０１〜１％、
Ｍｎ：０．１〜２％、
Ｐ ：０．０２％以下、
Ｓ ：０．０２％以下を含有し、さらに
Ｔｉ：０．００１〜０．１％、
Ｖ：０．００１〜０．２％、
Ｎｂ：０．００１〜０．１％の１種または２種以上を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼組成を有する鋼片または鋳片を１０５０℃以上１３５０℃以下の温度域に加熱し、該温度域に２０分以上保持をした後に圧延を開始し、圧延をＡｒ３点以上９００℃以下で終了した後、２０秒以内に鋼板表面の平均冷却速度が０．５℃／ｓ以上の冷却を行い、２００℃以下まで冷却した後、Ａｃ１点以上Ａｃ３点以下まで再加熱し、その後、鋼板表面の平均冷却速度が０．１℃／ｓ以上の冷却を行うことを特徴とする、溶接性および耐震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％、
Ｃｒ：０．０１〜１％、
Ｍｏ：０．０１〜１％
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５ないし８のいずれか１項に記載の溶接性および耐震性に優れた鋼板の製造方法。 - 質量％で、さらに、
Ｃａ：０．０００５〜０．０２％、
Ｍｇ：０．０００５〜０．０２％、
ＲＥＭ：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５ないし９のいずれか１項に記載の溶接性および耐震性に優れた鋼板の製造方法。 - 加熱後の鋼片または鋳片の表面を、該表面の平均冷却速度が２℃／ｓ以上で１０５０℃以下Ａｒ3点以上の温度まで冷却し、復熱後に圧延を開始することを特徴とする、請求項５ないし１０のいずれか１項に記載の溶接性および耐震性に優れた鋼板の製造方法。
- 圧延１パス当たりの平均圧下率が２５％以上であることを特徴とする、請求項５ないし１１のいずれか１項に記載の溶接性および耐震性に優れた鋼板の製造方法。
- 圧延最終パスの圧下率が２５％以上であることを特徴とする、請求項５ないし１２のいずれか１項に記載の溶接性および耐震性に優れた鋼板の製造方法。
- 圧延パス間の一部あるいは全てにおいて、鋼板の表面を、該表面の平均冷却速度が２℃／ｓ以上の冷却を行い、復熱後に次の圧延パスを実施することを特徴とする、請求項５ないし１３のいずれか１項に記載の溶接性および耐震性に優れた鋼板の製造方法。
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2009174020A (ja) * | 2008-01-25 | 2009-08-06 | Jfe Steel Corp | 延性亀裂伝播特性および耐サワー性に優れる熱延鋼板の製造方法 |
| JP2012135817A (ja) * | 2005-08-08 | 2012-07-19 | Kobe Steel Ltd | 耐食性に優れた溶接継手および溶接構造体 |
| JP2014029019A (ja) * | 2012-07-03 | 2014-02-13 | Jfe Steel Corp | 脆性亀裂伝播停止特性に優れた大入熱溶接用鋼板の製造方法 |
| CN104561781A (zh) * | 2014-12-04 | 2015-04-29 | 昆明理工大学 | 一种q460级抗震钢和用炉卷轧机生产q460级抗震钢的方法 |
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-
2002
- 2002-11-06 JP JP2002322743A patent/JP2004162076A/ja active Pending
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