JP2004323966A - 耐震性と溶接性に優れた鋼板およびその製造方法 - Google Patents

耐震性と溶接性に優れた鋼板およびその製造方法 Download PDF

Info

Publication number
JP2004323966A
JP2004323966A JP2003357327A JP2003357327A JP2004323966A JP 2004323966 A JP2004323966 A JP 2004323966A JP 2003357327 A JP2003357327 A JP 2003357327A JP 2003357327 A JP2003357327 A JP 2003357327A JP 2004323966 A JP2004323966 A JP 2004323966A
Authority
JP
Japan
Prior art keywords
less
low
temperature
steel
rolling
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Granted
Application number
JP2003357327A
Other languages
English (en)
Other versions
JP4038166B2 (ja
Inventor
Hitoshi Furuya
仁志 古谷
Masaaki Fujioka
政昭 藤岡
Tatsuya Kumagai
達也 熊谷
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Nippon Steel Corp
Original Assignee
Nippon Steel Corp
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Nippon Steel Corp filed Critical Nippon Steel Corp
Priority to JP2003357327A priority Critical patent/JP4038166B2/ja
Publication of JP2004323966A publication Critical patent/JP2004323966A/ja
Application granted granted Critical
Publication of JP4038166B2 publication Critical patent/JP4038166B2/ja
Anticipated expiration legal-status Critical
Expired - Fee Related legal-status Critical Current

Links

Abstract

【課題】 耐震性及び溶接性に優れた鋼板の製造方法を提供する。
【解決手段】 質量％で、Ｍｏ：０．１５％以上０．５０％未満、Ｍｎ：０．１５％以上１．５０％未満、Ｃ：０．００５〜０．２％、Ｓｉ：０．０１〜１％、Ａｌ：０．００１〜０．１％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＝Ｍｎ／Ｍｏで表されるＸ１が１．０以上８．０以下であり、Ｍｎ量（質量％）と最終板厚ｔ（ｍｍ）の関係がＭｎ≦０．００６ｔ＋０．８５であり、Ｘ２＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｍｏ／４＋Ｃｒ／５＋Ｎｉ／４０＋Ｖ／１４で表されるＸ２が０．２５以上０．４５以下であることを特徴とする、耐震性と溶接性に優れた鋼板、およびその製造方法。
【選択図】 なし

Description

本発明は、耐震性及び溶接性に優れた鋼板、特に板厚１０〜１００ｍｍ、引張り強さの水準が５００〜８００Ｎ／ｍｍ2 程度の鋼板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、低い降伏比が必要とされる建築構造物においての使用において特に有効である。
構造物に使用される鋼板に対しては、高い強度が要求される一方で、耐震性の観点から低降伏比として例えば８０％以下の値が、溶接性の観点から低Ｐｃｍ（Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋（Ｍｎ＋Ｃｕ＋Ｃｒ）／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ）として例えば０．２２以下の値が、さらに高い溶接熱影響部靭性が求められることが多い。
金属材料の強化機構の多くが転位の易動性低下に基づくことから、一般的に鋼の強化は降伏応力の増大を通じて降伏比の増大を招く。このことから、例えば引張強さ６００Ｎ／ｍｍ2 程度で８０％以下の降伏比を達成するのは通常の製造方法では困難となる。また、強度増大に伴い必要な合金元素の添加総量が増大するため、Ｐｃｍは必然的に増大し、しかも溶接熱影響部の硬さ増大などの影響から溶接熱影響部靭性も一般的に低下する。
強度の増大に対して、Ｐｃｍに反映されない合金元素であるＮｂ、Ｔｉ、Ｖ等を用いることも可能であるが、これらの炭化物による析出強化は降伏応力を大幅に増大させるため、低いＰｃｍと高い強度が達成できても低い降伏比を達成するのは困難となる。このように、鋼板の強度を増大するにあたっては、低い降伏比、低いＰｃｍ、さらに高い溶接熱影響部靭性を確保するのは通常の成分及び製造方法では困難となる。
強度の高い鋼材の降伏比を低減する方法としては、例えば特許文献１に、圧延後の鋼板をＡｒ2 点とＡｒ1 点の間の温度まで空冷し、その後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の混合組織とし、低い降伏比を達成する発明が開示されている。この方法は、高い強度を確保するために合金元素の添加量を高める必要があるためにＰｃｍが高く、溶接熱影響部靭性が低いという欠点、加速冷却の開始までの時間が長く製造効率が大幅に低下するという欠点、加速冷却開始までに生成するフェライトの体積率が鋼板の部位毎に大きくばらつくことで最終的な鋼板の材質ばらつきが大きいという欠点、フェライト粒径が大きいために母材の靭性が低い欠点など多数の問題点を有する。
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特許文献２に開示されている。この方法は低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や溶接性は低下する。また、二相域の熱処理に伴い生産性も低下する。
以上挙げたように、生産性や溶接性を損なうことなく強度と靭性が高く降伏比が低い鋼材を生産するためには、上記のような圧延中の待ち時間や二相域での熱処理を要する製造方法は不適当であり、しかも高い溶接性を確保するためにはＰｃｍを極力低くすることが必要となる。
本発明はＭｏを添加することを最大の特徴とするものであるが、降伏比の低い鋼材に関して、Ｍｏを添加する鋼材およびその製造方法の発明は従来から存在する。それらについて、以下に問題点を記述する。
第一に、Ｍｏ添加を必須として、圧延後に焼きなましを実施することで成形性を高めた鋼材が特許文献３に開示されている。Ｍｏを添加した場合でも、焼きなましを経て製造される場合には、添加する合金元素の総量が多く、溶接性が大きく低下するため、本発明の目的である高い強度、低い降伏比、優れた溶接性を達成することはこの発明では不可能である。
第二に、Ｍｏ添加を必須として、圧延後に水冷および焼き戻しを実施することで低い降伏比の鋼材を製造する発明が特許文献４に開示されている。Ｍｏはベイナイトを生成させるのに有効な元素であり、微細なフェライトと残部ベイナイトおよびマルテンサイトを生成させることで降伏比を低減するとされているが、Ｍｏの変態挙動に対する影響は他の元素との添加のバランスや加速冷却の条件等によって大幅に変動するため、単純にＭｏ添加量のみを規定したこの発明では、本発明の目的である高い強度、低い降伏比、優れた溶接性を達成することは不可能である。
第三に、Ｍｏ添加を必須として、圧延の一部をＡｒ3 点未満で実施した後空冷することで高温強度と低降伏比を確保する発明が特許文献５に開示されている。この発明は、空冷のため降伏比は低いものの強度が低いことから、本発明で目的としている高い強度と低い降伏比の両立をはかることはできない。また、圧延の一部をＡｒ3 点未満で実施するため、母材の靭性が低下する。
第四に、Ｍｏ添加を必須として、粗粒フェライトとベイナイトの混合組織とすることで高歪速度下でも低降伏比となる発明が特許文献６に示されている。この発明は、二相域での熱処理を含む製造方法をとることとなるため、生産性が低下することから、工業上の利用は困難となる。
第五に、Ｍｏ添加を必須として、比較的低いＭｎ添加量の鋼成分とし、圧延後空冷によって降伏比が低く、耐火性能にすぐれた鋼材の製造方法が特許文献７に開示されている。合金成分のバランスとして比較的低いＭｎ添加量でＭｏ添加を必須とすることは降伏比低減のために有効であるが、圧延後に空冷とするこの発明では強度が低く、本発明で目的としている高い強度と低い降伏比の両立をはかることはできない。
第六に、Ｍｏ添加を必須として、フェライトの第一相とフェライト以外の第二相の硬さをそれぞれ規定することで降伏比を低減した発明が特許文献８に開示されている。この発明では、製造方法が特に限定されておらず、主に圧延後空冷を行うことを想定した記載がなされている。この発明では、本発明において主な対象としている６００〜８００Ｎ／ｍｍ2 程度の高い強度を有する鋼材の降伏比を低減することは困難である。
第七に、Ｍｏ添加を必須とした耐火鋼に関する発明が特許文献９に開示されている。この発明では、Ｍｏ添加は降伏比低減のためではなく、高温強度確保のために添加されている。また、製造方法は圧延後空冷であるため、本発明において主な対象としている６００〜８００Ｎ／ｍｍ2 程度の高い強度を有する鋼材の降伏比を低減することは困難である。
第八に、Ｍｏ添加を必須として、Ｍｏの焼入性によって軟硬混合組織を得ることで降伏比を低減する発明が特許文献１０および特許文献１１に開示されている。しかし、本発明が主な対象としている６００〜８００Ｎ／ｍｍ2 程度の高い強度を有する鋼材の降伏比を低減する場合には、合金元素の添加量が多くなり、溶接熱影響部靭性が大幅に低下する。
以上のように、降伏比を低減する鋼材およびその製造方法に関してＭｏ添加を必須とする発明は多いものの、いずれもＭｏの変態挙動に対する考え方が焼入性の増大という理解のみであり、マルテンサイト変態以前に生じる種々の変態過程に対する影響度の差異についての理解に基づいた発明は皆無であり、この理解に基づく他元素との添加バランスや圧延及び水冷条件との組み合わせ、さらには製品板厚との関係など変態挙動に及ぼす総合的な規定なしにＭｏ添加のみで高強度、低降伏比、優れた溶接性の鋼材を製造することは不可能である。
特開平１０−２６５８４４号公報 特開平０３−１１５５２４号公報 特開昭５３−０３２８１４号公報 特開平０１−１７６０２９号公報 特開平０９−２７９２３０号公報 特許第０３２８９５９４号公報 特開平０４−０５６７２１号公報 特開平１１−０６１３２４号公報 特開平０８−３３３６２３号公報 特開平０８−２０９２８７号公報 特開平０８−２０９２９１号公報
本発明は、上記の問題点を解消し、耐震性及び溶接性に優れた鋼板の製造方法を提供することを課題としている。
発明者らは、種々の成分、製造条件で製造した鋼板の強度、降伏比や靭性、溶接熱影響部の靭性の調査を進めた結果、鋼中の特定成分の添加量や製造方法の規定が重要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）鋼が、質量％で、
Ｃ ：０．００５〜０．２％、 Ｓｉ：０．０１〜１％、
Ｍｎ：０．１５〜１．５０％、 Ａｌ：０．００１〜０．１％、
Ｍｏ：０．１５〜０．５０％
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＝Ｍｎ／Ｍｏで表されるＸ１が１．０以上８．０以下であり、Ｍｎ量（質量％）と最終板厚ｔ（ｍｍ）の関係がＭｎ≦０．００６ｔ＋０．８５であり、Ｘ２＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｍｏ／４＋Ｃｒ／５＋Ｎｉ／４０＋Ｖ／１４で表されるＸ２が０．２５以上０．４５以下であることを特徴とする、耐震性と溶接性に優れた鋼板。
（２）質量％でさらに、Ｃｒ：０．０１〜１％を含有することを特徴とする、前記（１）に記載の耐震性と溶接性に優れた鋼板。
（３）質量％でさらに、Ｎｂ：０．００１〜０．１％を含有することを特徴とする、前記（１）または（２）に記載の耐震性と溶接性に優れた鋼板。
（４）質量％でさらに、
Ｔｉ：０．００１〜０．１％、 Ｍｇ：０．０００５〜０．０２％、
Ｃａ：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項に記載の耐震性と溶接性に優れた鋼板。
（５）質量％でさらに、
Ｎｉ：０．０１〜２％、 Ｃｕ：０．００５〜１％、
Ｖ ：０．００１〜０．２％、 Ｂ ：０．０００５〜０．００５％
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（１）ないし（４）のいずれか１項に記載の耐震性と溶接性に優れた鋼板。
（６）質量％で、
Ｃ ：０．００５〜０．２％、 Ｓｉ：０．０１〜１％、
Ｍｎ：０．１５〜１．５０％、 Ａｌ：０．００１〜０．１％、
Ｍｏ：０．１５〜０．５０％
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＝Ｍｎ／Ｍｏで表されるＸ１が１．０以上８．０以下であり、Ｍｎ量（質量％）と最終板厚ｔ（ｍｍ）の関係がＭｎ≦０．００６ｔ＋０．８５であり、Ｘ２＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｍｏ／４＋Ｃｒ／５＋Ｎｉ／４０＋Ｖ／１４で表されるＸ２が０．２５以上０．４５以下である鋼片または鋳片を１０５０℃以上１３５０℃以下に加熱後に圧延を開始し、圧延をＡｒ3 点以上９００℃未満で終了し、９００℃未満での圧下率を１０％以上９５％以下とし、（Ａｒ3 点−３０℃）以上で水冷を開始し、水冷時の平均冷却速度が１℃／ｓ以上１００℃／ｓ以下とし、６５０℃以下で冷却を終了した後空冷することを特徴とする耐震性と溶接性に優れた鋼板の製造方法。
（７）質量％で、
Ｃ ：０．００５〜０．２％、 Ｓｉ：０．０１〜１％、
Ｍｎ：０．１５〜１．５０％、 Ａｌ：０．００１〜０．１％、
Ｍｏ：０．１５〜０．５０％
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＝Ｍｎ／Ｍｏで表されるＸ１が１．０以上８．０未満であり、Ｍｎ量（質量％）と最終板厚ｔ（ｍｍ）の関係がＭｎ≦０．００６ｔ＋０．８５であり、Ｘ２＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｍｏ／４＋Ｃｒ／５＋Ｎｉ／４０＋Ｖ／１４で表されるＸ２が０．２５以上０．４５以下である鋼片または鋳片を１０５０℃以上１３５０℃以下に加熱後に圧延を開始し、圧延を９００℃以上１０００℃以下で終了し、１０００℃以下での圧下率を３０％以上９５％以下とし、 （Ａｒ3 点−３０℃）以上で水冷を開始し、水冷時の平均冷却速度が１℃／ｓ以上３０℃／ｓ以下とし、６５０℃以下で冷却を終了した後空冷することを特徴とする耐震性と溶接性に優れた鋼板の製造方法。
（８）質量％でさらに、Ｃｒ：０．０１〜１％を含有することを特徴とする、前記（６）ないし（７）のいずれか１項に記載の耐震性と溶接性に優れた鋼板の製造方法。
（９）質量％でさらに、Ｎｂ：０．００１〜０．１％を含有することを特徴とする、前記（６）または（８）のいずれか１項に記載の耐震性と溶接性に優れた鋼板の製造方法。
（１０）質量％でさらに、
Ｔｉ：０．００１〜０．１％、 Ｍｇ：０．０００５〜０．０２％、
Ｃａ：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（６）ないし（９）のいずれか１項に記載の耐震性と溶接性に優れた鋼板の製造方法。
（１１）質量％でさらに、
Ｎｉ：０．０１〜２％、 Ｃｕ：０．００５〜１％、
Ｖ ：０．００１〜０．２％、 Ｂ ：０．０００５〜０．００５％
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（１０）のいずれか１項に記載の耐震性と溶接性に優れた鋼板の製造方法。
（１２）圧延終了後に開始する水冷において、６５０℃以上Ａｒ3 点以下の平均冷却速度が１℃／ｓ以上１０℃／ｓ以下であり、かつ水冷停止温度以上６５０℃以下の平均冷却速度が５℃／ｓ以上１００℃／ｓ以下であることを特徴とする、前記（６）ないし（１１）のいずれか１項に記載の耐震性と溶接性に優れた鋼板の製造方法。
本発明によれば、耐震性と溶接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。
本発明を詳細に説明する。
発明者らは、母材の強度が高くかつ降伏比が低いことに加え、溶接性が良好であること、すなわち溶接熱影響部の靭性に優れかつ低Ｐｃｍにより溶接予熱負荷の低い鋼材を、圧延後に水冷を開始するまでの長時間の待ちや二相域での熱処理などを行わずに製造する方法について鋭意検討を行った。この結果、ＭｏやＭｎを中心とした鋼成分の調整と水冷を必須とする製造方法の最適な組み合わせによってフェライト主体の軟質組織とベイナイトあるいはマルテンサイト主体の硬質組織からなる複合組織を安定的に生成することで、前記の高強度、低降伏比、高溶接性鋼板が製造可能であることを見いだした。
最も重要な点は、Ｍｏを適量添加することにある。Ｍｏは、焼入性の強い元素として広く知られているが、前記のようにフェライト主体の軟質組織とベイナイトあるいはマルテンサイト主体の硬質組織を作りこむに際し、他の添加元素とのバランスや板厚に応じた合金元素添加、さらには圧延及び水冷を含む鋼板製造プロセスの条件限定により、極めて有効な変態挙動を示すことを見出したことが本発明の根幹をなしている。
固溶体として存在するＭｏは、変態−未変態界面の移動に伴うドラッグにより界面近傍に濃縮され、ある程度変態が進行した後の界面移動を抑制する効果を有している。このことは、フェライトをある程度生成させた後のフェライト変態継続やパーライト変態の進行がＭｏ添加によって抑制され、残部オーステナイトをベイナイトやマルテンサイト主体の組織とすることが容易になることを意味しており、降伏比を大幅に低減することが可能となる。また、この組織は比較的低合金で高い引張強さを示すため、従来の同一強度の鋼板に比べると溶接熱影響部靭性にも優れるという特徴を有する。
Ｍｏ量が０．１５％未満ではこの効果は小さく、逆に０．５０％超では溶接熱影響部におけるマルテンサイト分率が増大して溶接熱影響部靭性が大幅に低下するため、Ｍｏの添加量は０．１５〜０．５０％と規定した。
次に重要なのは、Ｍｎの添加量を制限し、かつＭｎとＭｏの添加バランスを調整することである。Ｍｎは強度増大に必須の元素であり、本発明が対象とする引張強さ５００〜８００Ｎ／ｍｍ2 程度の場合最低でも０．１５％以上の添加が必要となるが、逆に１．５％超添加すると、オーステナイトが安定化してフェライトの確保が困難となるため降伏比が増大する。よって、Ｍｎの添加量を０．１５〜１．５％と規定した。
さらに、ＭｏとＭｎは同じ置換型溶質であるがそれぞれフェライト安定化元素、オーステナイト安定化元素という点で逆の効果を有しており、その添加バランスが重要である。Ｘ１＝Ｍｎ／Ｍｏで表されるＸ１が８．０を超えると、たとえ前記のようにＭｏを添加した場合でもフェライト生成量が減少して降伏比が増大する。一方Ｘ１が１．０未満の場合、フェライトは安定化するものの、溶接熱影響部の靭性が低下し、かつ合金コストが増大するため、Ｘ１を１．０以上８．０以下と規定する。なお、Ｘ１が１．０以上５．０以下の場合には、特に優れたフェライト安定化効果とパーライト変態抑制効果の重畳により非常に低い降伏比が得られることから、望ましくはＸ１を１．０以上５．０以下とする。
さらに、Ｍｎの添加量は鋼板の最終板厚との関係においても制限される必要がある。
本発明ではフェライト変態を先行させることが重要となるが、鋼板を水冷する際に達成される冷却速度は最終板厚毎に異なり、同一の水量密度であれば最終板厚が小さいほど冷却速度は上昇するため、フェライトは不安定となる。このため、板厚が小さいほどフェライト安定化のためにＭｎ量を低減する必要が生じる。
発明者らは、前記のＭｏ及びＭｎの添加量範囲で、水量密度０．１〜３．０ｍ3 ／ｍｉｎ．・ｍ2 の場合にフェライトが先行生成する条件を探索し、最終板厚がｔ（ｍｍ）の場合には、Ｍｎの添加量（質量％）が０．００６ｔ＋０．８５以下である必要があることを見出した。よって、Ｍｎの添加量と最終板厚との関係をＭｎ≦０．００６ｔ＋０．８５と規定した。なお、最終板厚とは、圧延終了後に幅方向の中心部で測定された鋼板の厚みを表し、鋼板の３箇所以上で測定した値の平均値を採用することが望ましい。
さらに、ＭｏとＭｎ以外の合金元素の添加量も、フェライトの安定的な確保という点で重要である。Ｘ２＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｍｏ／４＋Ｃｒ／５＋Ｎｉ／４０＋Ｖ／１４で表されるＸ２が０．４５を超えるとフェライトの確保が困難となり、さらに溶接熱影響部靭性が低下すること、一方０．２５未満では降伏比は低いものの５００Ｎ／ｍｍ2 の引張強さを達成することが困難となるため、Ｘ２の値を０．２５以上０．４５以下と規定した。
また、Ｍｏと同様に、Ｃｒも降伏比を低減する元素として必要に応じて添加できる。
ＣｒはＭｏと同様に未変態−変態界面の移動に伴うｄｒａｇを通じて変態界面の移動を抑制し、フェライトとベイナイトあるいはマルテンサイト主体の複合組織を作りこむのに有利な元素であるが、Ｍｏよりもその効果は弱いため、本発明では補助的な役割に使用される。Ｃｒ量が０．０１％未満では効果がなく、１％超では溶接熱影響部靭性が極めて低下するため、Ｃｒ量を０．０１〜１％と規定した。
さらに、本発明においてはＮｂも重要な元素である。Ｎｂはそれ自体が降伏比を下げる元素ではないが、圧延時の回復・再結晶を抑制することでフェライトを相対的に安定化するため、降伏比の低減に有効である。０．００１％未満の添加では効果がなく、０．１％超の添加はＮｂの炭窒化物の析出により降伏比が逆に増大するため、Ｎｂ量を０．００１〜０．１％と規定した。
次に本発明の鋼板を製造する方法につき記載する。
最も重要なのは圧延条件と水冷条件の組み合わせであり、フェライトを安定化するための圧延条件の指定と、その後の水冷におけるフェライト生成と残部のベイナイトやマルテンサイト化に対して２つの方法が有効であることを新たに見いだした。
第一の方法は、フェライトを安定化するために圧延の終了温度を低くする手法である。
本発明の成分範囲では、圧延終了温度を９００℃以下とした場合にフェライトが安定化するため降伏比の低減が可能であり、逆にＡｒ3 点未満ではフェライトの加工によって降伏比が増大するため、圧延終了温度をＡｒ3 点以上９００℃以下と規定した。また、９００℃以下で実施される圧延の圧下率は、１０％未満ではフェライトが安定生成しないこと、９５％超では生産性が著しく低下することから、９００℃以下の温度で実施される圧延の圧下率を１０％以上９５％以下と規定した。なお、９００℃以下の温度で実施される圧延の圧下率を３５％以上９５％以下とした場合には特にフェライトの安定化による降伏比の低減効果が顕著であることから、望ましくは９００℃以下の温度で実施される圧延の圧下率を３５％以上９５％以下とする。
水冷の開始温度を規定することも本発明の重要な要件である。
本発明の成分範囲と前記圧延条件のもとでは、水冷の開始温度を（Ａｒ3 点−３０℃）未満とした場合、多量のフェライトが水冷前の空冷途上で生成することでフェライトは確保できるものの、粗大なフェライトであるために母材の靭性が低下し、さらに空冷から水冷に移行する温度が鋼板の部位毎に変動することでフェライトの体積率に大きな差が生じることを通じて材質の板内における不均一性が顕著になる。そこで本発明では水冷開始温度を（Ａｒ3 点−３０℃）以上と規定した。
また、水冷時の冷却速度は、本発明の成分範囲で、かつ前記の圧延条件とした場合には非常に幅広い範囲でフェライトの先行生成と残部オーステナイトのベイナイトあるいはマルテンサイトへの変態が生じるため、幅広い範囲を選択することが可能である。冷却速度が１℃／ｓ未満の場合、フェライト生成後の残部オーステナイトがパーライトへと変態して強度が低いこと、冷却速度が１００℃／ｓ超とすることは技術的に非常に困難であることから、本発明における冷却速度の範囲を１℃／ｓ以上１００℃／ｓ以下と規定する。
なお、冷却速度が５℃／ｓ以上５０℃／ｓ以下の場合には、フェライトの先行生成と残部の低温変態が極めてバランスよく生じることで著しく低い降伏比が達成可能であることから、望ましくは冷却速度を５℃／ｓ以上５０℃／ｓ以下と規定した。
また、水冷の停止温度はフェライト変態後の残部オーステナイトを極力パーライト変態させずにベイナイトあるいはマルテンサイト主体の組織とするため、６５０℃以下と規定する。
尚、本発明における圧延の終了温度とは、圧延の最終パスの後すみやかに測定された鋼板表面温度の最高値とし、９００℃以下で実施される圧延の圧下率とは、圧延パス開始前の鋼板表面温度が９００℃以下となった板厚の最大値から最終板厚を減じた値を、圧延パス開始前の鋼板表面温度が９００℃以下となった板厚の最大値で除した値の百分率表示である。
また、水冷の開始温度とは、鋼板が水冷設備に入る直前の鋼板１／４ｔ部における温度とし、水冷の停止温度とは、水冷設備を出た直後の鋼板１／４ｔ部における復熱後の温度とし、水冷時の冷却速度とは水冷開始温度と水冷設備を出た直後の鋼板１／４ｔ部における復熱前の温度の間の平均冷却速度とする。水冷に関わるこれらの温度は、鋼板内部に熱電対を埋め込み、実際の製造を模擬した冷却を実施することで測定可能である。
Ａｒ3 点は、直接測定はできないものの、圧延前のインゴットから採取した小型試験片を使用して圧延と水冷を模擬した加工熱処理を実施し、熱膨張曲線から変態開始温度として推定可能である。
第二の方法は、圧延の終了温度は高いが、冷却速度を低く制御することによってフェライトを安定化する手法である。圧延の終了温度は、１０００℃超ではオーステナイトの粗大化によってフェライトの確保が困難となることから、９００℃以上１０００℃以下とする。また、１０００℃以下で実施される圧延の圧下率は、３０％未満ではフェライトが安定生成しないこと、９５％以上では生産性が著しく低下することから、１０００℃以下の温度で実施される圧延の圧下率を３０％以上９５％以下と規定した。
なお、１０００℃以下の温度で実施される圧延の圧下率を４０％以上９５％以下とした場合には特にフェライトの安定化による降伏比の低減効果が顕著であることから、望ましくは１０００℃以下の温度で実施される圧延の圧下率を４０％以上９５％以下とする。
上記の圧延条件のもとでは、フェライトを安定化するために水冷の条件を第一の方法よりも狭い範囲に規定する必要がある。本発明の成分範囲と前記圧延条件のもとでは、水冷の開始温度を（Ａｒ3 点−３０℃）未満とした場合、多量のフェライトが水冷前の空冷途上で生成することでフェライトは確保できるものの、粗大なフェライトであるために母材の靭性が低下し、さらに空冷から水冷に移行する温度が鋼板の部位毎に変動することでフェライトの体積率に大きな差が生じることを通じて材質の板内における不均一性が顕著になる。そこで本発明では水冷開始温度を（Ａｒ3 点−３０℃）以上と規定した。
また、水冷時の冷却速度は、本発明の成分範囲で、かつ前記の圧延条件とした場合、冷却速度が１℃／ｓ未満の場合、フェライト生成後の残部オーステナイトがパーライトへと変態して強度が低いこと、冷却速度が３０℃／ｓ超とした場合にはフェライトが安定化せず降伏比が高くなるため、本発明における冷却速度の範囲を１℃／ｓ以上３０℃／ｓ以下と規定する。なお、冷却速度が５℃／ｓ以上３０℃／ｓ以下の場合には、フェライトの先行生成と残部の低温変態が極めてバランスよく生じることで著しく低い降伏比が達成可能であることから、望ましくは冷却速度を５℃／ｓ以上３０℃／ｓ以下と規定した。
また、水冷の停止温度はフェライト変態後の残部オーステナイトを極力パーライト変態させずにベイナイトあるいはマルテンサイト主体の組織とするため、６５０℃以下と規定する。
尚、第二の製造方法の場合も、圧延の終了温度、水冷の開始温度、水冷の停止温度、水冷時の冷却速度は前記第一の方法と同一の方法で測定できる。また、１０００℃以下で実施される圧延の圧下率とは、圧延パス開始前の鋼板表面温度が１０００℃以下となった板厚の最大値から最終板厚を減じた値を、圧延パス開始前の鋼板表面温度が１０００℃以下となった板厚の最大値で除した値の百分率表示である。
以下に、前述した以外の合金成分の添加量を規定した理由を述べる。
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。
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％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％とする。
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。
Ｔｉ、ＲＥＭ、Ｃａ、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。この効果を発揮するためには、Ｔｉ、ＲＥＭはそれぞれ０．００１％以上、Ｍｇ、Ｃａは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Ｔｉ、ＲＥＭで０．１％、Ｍｇ、Ｃａで０．０２％とする。
Ｃｕ、Ｎｉ、Ｖ、Ｂは、強度確保の観点から必要に応じて添加する。
Ｃｕは、強度確保のため必要に応じて添加される。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０．００５〜１％とする。
Ｎｉは、強度確保のために必要に応じて添加する。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０．０１〜２％とする。
Ｖは、析出強化に有効な元素であるため、その添加量を０．００１％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％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０．０００５％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。
次に、上記の鋼材を得るための製造方法について、前記以外の事項につき規定する。
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最終組織の粗大化を通じて母材靭性の低下をもたらすため、加熱温度の上限を１３５０℃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、加熱温度は炉内温度計で測定した値とする。
実際の鋳造から圧延に至る過程では、鋳造後の鋼塊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℃未満の場合には析出物を固溶させるため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。
水冷を実施した後は、必要に応じて焼き戻しを実施することができる。一般的には、焼き戻しによって降伏比は増大するが、本発明の鋼板は水冷までの過程で得られる降伏比が極めて低いため、焼き戻しを例えば４００〜６５０℃程度の範囲で実施した場合でも、降伏比は８０％以下の低い値を得ることができる。焼き戻しは、任意の設定温度、保持時間とすることができるが、設定温度は標準的な４００〜６５０℃の範囲に、保持時間は１２０分未満とする。焼き戻しの保持時間とは、熱処理炉に鋼板を挿入した後設定温度に達した後設定温度±３０℃以内にある時間を指す。また、設定温度は、炉内温度計で測定した値とする。
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。
圧延終了後に実施する水冷において、その前半と後半の冷却速度を変化させ、Ａｒ3 点から６５０℃までで規定される前半の冷却速度を１℃／ｓ以上１０℃／ｓ以下、６５０℃以下水冷停止温度までで規定される後半の冷却速度を５℃／ｓ以上１００℃／ｓ以下とすることで、さらに降伏比が低く、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冷却速度も、鋼板１／４ｔ部における当該温度範囲における平均冷却速度とし、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。
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２０〜１００ｍｍの鋼板について、母材の引張強さ、降伏比および溶接熱影響部靱性を評価した。鋼板の化学成分、最終板厚、Ｘ１＝Ｍｎ／Ｍｏ、Ｘ２＝０．００６ｔ＋０．８５、Ｃｅｑ．、Ｐｃｍを表１（表１-1、表１-2）に、製造条件を表２（表２-1、表２-2）に、母材の引張強さ、降伏比および溶接熱影響部靱性を表３に示す。
引張強さと降伏比は引張試験により測定した。試験片は、板厚２０ｍｍの場合には圧延方向に対して垂直に全厚のＪＩＳ５号試験片を採取し、板厚４０〜１００ｍｍの場合には１／４ｔ部（板厚中心と表面との中間）から圧延方向に垂直にＪＩＳ４号サブサイズ引張試験片を採取し、常温での引張試験に供した。引張強さ、降伏比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た。
溶接熱影響部靱性は２水準の溶接条件で実施した溶接継手から試験片を採取して試験に供した。溶接方法はサブマージアーク溶接とエレクトロスラグ溶接の２種類とした。
サブマージアーク溶接の場合、突合せ溶接のボンドから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試験片を採取し、０℃で行った３本の試験における衝撃吸収エネルギーの平均値を採用した。板厚２０ｍｍ、５０ｍｍ、１００ｍｍそれぞれに対応する試験片採取部位及び溶接入熱はそれぞれ２．５ｋＪ／ｍｍ、１／２ｔ部、４．０ｋＪ／ｍｍ、１／４ｔ部、５．５ｋＪ／ｍｍ、１／４ｔ部である。
エレクトロスラグ溶接の場合、ボックス柱のスキンプレートとダイヤフラムの溶接に相当する継手を作成し、スキンプレート側のボンド部から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試験片を採取し、０℃で行った３本の試験における衝撃吸収エネルギーの平均値を採用した。溶接入熱は、板厚２０ｍｍ、５０ｍｍ、１００ｍｍそれぞれに対して、４０、６０、９０ｋＪ／ｍｍ程度である。
発明例１は、板厚２０ｍｍ、引張強さ６００Ｎ／ｍｍ2 程度の鋼板で８０％未満の低い降伏比と高い溶接性を達成するため、Ｍｏを適量添加し、ＭｎとＭｏの添加量比を特に望ましい１．０以上５．０以下の範囲に制御し、板厚２０ｍｍに応じてＭｎ添加量を０．９７％以下とし、さらにＣｅｑ．の値を制御した鋼を、適正な温度に加熱し、圧延の仕上げ温度をＡｒ3 点以上９００℃未満の範囲に制御し、９００℃未満での圧下率を特に望ましい３５％以上９５％以下の範囲に制御し、水冷開始温度を特に望ましいＡｒ3 点以上とし、冷却速度を特に望ましい５℃／ｓ以上５０℃／ｓ以下に制御し、水冷停止温度を２１０℃とし、５５０℃で焼き戻しを実施する製造方法で鋼板を製造したものである。
フェライトの先行生成と残部の低温変態が達成されているため、降伏比が低く、引張強さは６００Ｎ／ｍｍ2 程度となっており、さらに全体の合金元素添加量が少ないためにＰｃｍが低く、かつサブマージアーク溶接及びエレクトロスラグ溶接の溶接熱影響部靭性にも優れている。
一方、比較例１は、発明例１と類似の鋼板および製造方法であるものの、Ｍｏの添加量が本発明の範囲と異なり０．１５％未満であるために降伏比が高い。
発明例２は、板厚５０ｍｍ、引張強さ６００Ｎ／ｍｍ2 程度の鋼板で８０％未満の低い降伏比と高い溶接性を達成するため、Ｍｏを適量添加し、ＭｎとＭｏの添加量比を特に望ましい１．０以上５．０以下の範囲に制御し、板厚５０ｍｍに応じてＭｎ添加量を１．１５％以下とし、さらにＣｅｑ．の値を制御した鋼を、適正な温度に加熱し、圧延の仕上げ温度をＡｒ3 点以上９００℃未満の範囲に制御し、９００℃未満での圧下率を特に望ましい３５％以上９５％以下の範囲に制御し、水冷開始温度を特に望ましいＡｒ3 点以上とし、冷却速度を特に望ましい５℃／ｓ以上５０℃／ｓ以下に制御し、水冷停止温度を４８０℃とする製造方法で鋼板を製造したものである。
フェライトの先行生成と残部の低温変態が達成されているため、降伏比が低く、引張強さは６００Ｎ／ｍｍ2 程度となっており、さらに全体の合金元素添加量が少ないためにＰｃｍが低く、かつサブマージアーク溶接及びエレクトロスラグ溶接の溶接熱影響部靭性にも優れている。
一方、比較例２は、発明例２と類似の鋼板および製造方法であるものの、Ｍｎの添加量が０．００６ｔ＋０．８５で計算される値よりも高く、フェライトが十分に安定化しないため、降伏比が高い。
発明例３は、板厚１００ｍｍ、引張強さ５００Ｎ／ｍｍ2 程度の鋼板で８０％未満の低い降伏比と高い溶接性を達成するため、Ｍｏを適量添加し、ＭｎとＭｏの添加量比を１．０以上８．０以下の範囲に制御し、板厚１００ｍｍに応じてＭｎ添加量を１．４５％以下とし、さらにＣｅｑ．の値を制御した鋼を、適正な温度に加熱し、圧延の仕上げ温度を９００℃以上１０００℃以下の範囲に制御し、１０００℃以下での圧下率を特に望ましい４０％以上９５％以下の範囲に制御し、水冷開始温度を特に望ましいＡｒ3 点以上とし、冷却速度を１℃／ｓ以上３０℃／ｓ以下に制御し、水冷停止温度を１８０℃とし、焼き戻しを５３０℃実施する製造方法で鋼板を製造したものである。
フェライトの先行生成と残部の低温変態が達成されているため、降伏比が低く、引張強さは５００Ｎ／ｍｍ2 程度となっており、さらに全体の合金元素添加量が少ないためにＰｃｍが低く、かつサブマージアーク溶接及びエレクトロスラグ溶接の溶接熱影響部靭性にも優れている。
一方、比較例３は、発明例３と類似の鋼板および製造方法であるものの、Ｍｎの添加量が本発明の範囲である０．１５％以上１．５％未満を超えているため、フェライトが十分に安定化せず、降伏比が高い。
発明例４は、板厚２０ｍｍ、引張強さ８００Ｎ／ｍｍ2 程度の鋼板で８０％未満の低い降伏比と高い溶接性を達成するため、Ｍｏを適量添加し、ＭｎとＭｏの添加量比を特に望ましい１．０以上５．０以下の範囲に制御し、板厚２０ｍｍに応じてＭｎ添加量を０．９７％以下とし、さらにＣｅｑ．の値を制御した鋼を、適正な温度に加熱し、圧延の仕上げ温度をＡｒ3 点以上９００℃未満の範囲に制御し、９００℃未満での圧下率を特に望ましい３５％以上９５％以下の範囲に制御し、水冷開始温度を特に望ましいＡｒ3 点以上とし、冷却速度を特に望ましい５℃／ｓ以上５０℃／ｓ以下に制御し、水冷停止温度を１８８℃とし、５６０℃で焼き戻しを実施する製造方法で鋼板を製造したものである。
フェライトの先行生成と残部の低温変態が達成されているため、降伏比が低く、引張強さは８００Ｎ／ｍｍ2 程度となっており、さらに全体の合金元素添加量が少ないためにＰｃｍが低く、かつサブマージアーク溶接及びエレクトロスラグ溶接の溶接熱影響部靭性にも優れている。
一方、比較例４は、発明例４と類似の鋼板および製造方法であるものの、Ｍｎの添加量が０．００６ｔ＋０．８５で計算される値よりも大きく、かつＭｎ／Ｍｏの値が８．０を超えているため、フェライトが安定化せず、降伏比が高い。
発明例５は、板厚５０ｍｍ、引張強さ６００Ｎ／ｍｍ2 程度の鋼板で８０％未満の低い降伏比と高い溶接性を達成するため、Ｍｏを適量添加し、ＭｎとＭｏの添加量比を特に望ましい１．０以上５．０以下の範囲に制御し、板厚５０ｍｍに応じてＭｎ添加量を１．１５％以下とし、さらにＣｅｑ．の値を制御した鋼を、適正な温度に加熱し、圧延の仕上げ温度をＡｒ3 点以上９００℃未満の範囲に制御し、９００℃未満での圧下率を特に望ましい３５％以上９５％以下の範囲に制御し、水冷開始温度を特に望ましいＡｒ3 点以上とし、冷却速度を水冷開始から６５０℃までと６５０℃から水冷停止までの平均冷却速度をそれぞれ８℃／ｓと２０℃／ｓに制御し、水冷停止温度を２１０℃とし、４９０℃で焼き戻しを実施する製造方法で鋼板を製造したものである。
フェライトの先行生成と残部の低温変態が水冷時の二段冷却によりさらに促進されているため、降伏比がきわめて低く、引張強さは６００Ｎ／ｍｍ2 程度となっており、さらに全体の合金元素添加量が少ないためにＰｃｍが低く、かつサブマージアーク溶接及びエレクトロスラグ溶接の溶接熱影響部靭性にも優れている。
一方、比較例５は、発明例５と類似の鋼板および製造方法であるものの、Ｃの添加量が本発明の範囲を超えているため、降伏比は低いもののＰｃｍが高く、溶接熱影響部靭性がきわめて低い。
発明例６は、板厚１００ｍｍ、引張強さ６００Ｎ／ｍｍ2 程度の鋼板で８０％未満の低い降伏比と高い溶接性を達成するため、Ｍｏを適量添加し、ＭｎとＭｏの添加量比を特に望ましい１．０以上５．０以下の範囲に制御し、板厚１００ｍｍに応じてＭｎ添加量を１．４５％以下とし、さらにＣｅｑ．の値を制御した鋼を、適正な温度に加熱し、圧延の仕上げ温度をＡｒ3 点以上９００℃未満の範囲に制御し、９００℃未満での圧下率を特に望ましい３５％以上９５％以下の範囲に制御し、水冷開始温度を特に望ましいＡｒ3 点以上とし、冷却速度を特に望ましい５℃／ｓ以上５０℃／ｓ以下に制御し、水冷停止温度を２０５℃とし、４８０℃で焼き戻しを実施する製造方法で鋼板を製造したものである。
フェライトの先行生成と残部の低温変態が達成されているため、降伏比が低く、引張強さは６００Ｎ／ｍｍ2 程度となっており、さらに全体の合金元素添加量が少ないためにＰｃｍが低く、かつサブマージアーク溶接及びエレクトロスラグ溶接の溶接熱影響部靭性にも優れている。
一方、比較例６は、発明例６と類似の鋼板および製造方法であるものの、Ｓｉの添加量が本発明の範囲を超えているため、降伏比は低いものの溶接熱影響部靭性がきわめて低い。
発明例７は、板厚２０ｍｍ、引張強さ５００Ｎ／ｍｍ2 程度の鋼板で８０％未満の低い降伏比と高い溶接性を達成するため、Ｍｏを適量添加し、ＭｎとＭｏの添加量比を特に望ましい１．０以上５．０以下の範囲に制御し、板厚２０ｍｍに応じてＭｎ添加量を０．９７％以下とし、さらにＣｅｑ．の値を制御した鋼を、適正な温度に加熱し、圧延の仕上げ温度を９００℃以上１０００℃以下の範囲に制御し、１０００℃以下での圧下率を特に望ましい４０％以上９５％以下の範囲に制御し、水冷開始温度を特に望ましいＡｒ3 点以上とし、冷却速度を特に望ましい５℃／ｓ以上３０℃／ｓ以下に制御し、水冷停止温度を５０５℃とする製造方法で鋼板を製造したものである。
フェライトの先行生成と残部の低温変態が達成されているため、降伏比が低く、引張強さは５００Ｎ／ｍｍ2 程度となっており、さらに全体の合金元素添加量が少ないためにＰｃｍが低く、かつサブマージアーク溶接及びエレクトロスラグ溶接の溶接熱影響部靭性にも優れている。
一方、比較例７は、発明例７と類似の鋼板および製造方法であるものの、Ｃｅｑ．が本発明の範囲より小さいため、降伏比は低く溶接熱影響部靭性は高いものの、引張強さが低い。
発明例８は、板厚５０ｍｍ、引張強さ８００Ｎ／ｍｍ2 程度の鋼板で８０％未満の低い降伏比と高い溶接性を達成するため、Ｍｏを適量添加し、ＭｎとＭｏの添加量比を特に望ましい１．０以上５．０以下の範囲に制御し、板厚５０ｍｍに応じてＭｎ添加量を１．０％以下とし、さらにＣｅｑ．の値を制御した鋼を、適正な温度に加熱し、圧延の仕上げ温度をＡｒ3 以上９００℃未満の範囲に制御し、９００℃未満での圧下率を特に望ましい３５％以上９５％以下の範囲に制御し、水冷開始温度を（Ａｒ3 点−３０℃）以上とし、冷却速度を１℃／ｓ以上１００℃／ｓ以下に制御し、水冷停止温度を５２２℃とする製造方法で鋼板を製造したものである。
フェライトの先行生成と残部の低温変態が達成されているため、降伏比が低く、引張強さは８００Ｎ／ｍｍ2 程度となっており、さらに全体の合金元素添加量が少ないためにＰｃｍが低く、かつサブマージアーク溶接及びエレクトロスラグ溶接の溶接熱影響部靭性にも優れている。
一方、比較例８は、発明例８と類似の鋼板および製造方法であるものの、Ａｌの添加量が本発明の範囲を超えているために、溶接熱影響部靭性が極めて低い。
発明例９は、板厚１００ｍｍ、引張強さ６００Ｎ／ｍｍ2 程度の鋼板で８０％未満の低い降伏比と高い溶接性を達成するため、Ｍｏを適量添加し、ＭｎとＭｏの添加量比を特に望ましい１．０以上５．０以下の範囲に制御し、板厚１００ｍｍに応じてＭｎ添加量を１．４５％以下とし、さらにＣｅｑ．の値を制御した鋼を、適正な温度に加熱し、圧延の仕上げ温度をＡｒ3 点以上９００℃未満の範囲に制御し、９００℃未満での圧下率を特に望ましい３５％以上９５％以下の範囲に制御し、水冷開始温度を特に望ましいＡｒ3 点以上とし、冷却速度を特に望ましい５℃／ｓ以上５０℃／ｓ以下に制御し、水冷停止温度を１７８℃とし、５２５℃で焼き戻しを実施する製造方法で鋼板を製造したものである。
フェライトの先行生成と残部の低温変態が達成されているため、降伏比が低く、引張強さは６００Ｎ／ｍｍ2 程度となっており、さらに全体の合金元素添加量が少ないためにＰｃｍが低く、かつサブマージアーク溶接及びエレクトロスラグ溶接の溶接熱影響部靭性にも優れている。
一方、比較例９は、発明例９と類似の鋼板および製造方法であるものの、Ｎｂの添加量が本発明の範囲を超えているため、降伏比が高く、溶接熱影響部靭性が極めて低い。
発明例１０は、板厚２０ｍｍ、引張強さ６００Ｎ／ｍｍ2 程度の鋼板で８０％未満の低い降伏比と高い溶接性を達成するため、Ｍｏを適量添加し、ＭｎとＭｏの添加量比を特に望ましい１．０以上５．０以下の範囲に制御し、板厚２０ｍｍに応じてＭｎ添加量を０．９７％以下とし、さらにＣｅｑ．の値を制御した鋼を、適正な温度に加熱し、圧延の仕上げ温度を９００℃以上１０００℃以下の範囲に制御し、１０００℃以下での圧下率を特に望ましい３５％以上９５％以下の範囲に制御し、水冷開始温度を特に望ましいＡｒ3 点以上とし、冷却速度の前半、後半をそれぞれ５℃／ｓ、３０℃／ｓとし、水冷停止温度を１５５℃とし、５４０℃で焼き戻しを実施する製造方法で鋼板を製造したものである。
フェライトの先行生成と残部の低温変態が達成されているため、降伏比が低く、引張強さは６００Ｎ／ｍｍ2 程度となっており、さらに全体の合金元素添加量が少ないためにＰｃｍが低く、かつサブマージアーク溶接及びエレクトロスラグ溶接の溶接熱影響部靭性にも優れている。
一方、比較例１０は、発明例１０と類似の鋼板および製造方法であるものの、Ｔｉの添加量が本発明の範囲を超えているため、降伏比が高く溶接熱影響部靭性が極めて低い。
発明例１１は、板厚５０ｍｍ、引張強さ８００Ｎ／ｍｍ2 程度の鋼板で８０％未満の低い降伏比と高い溶接性を達成するため、Ｍｏを適量添加し、ＭｎとＭｏの添加量比を特に望ましい１．０以上５．０以下の範囲に制御し、板厚５０ｍｍに応じてＭｎ添加量を１．０％以下とし、さらにＣｅｑ．の値を制御した鋼を、適正な温度に加熱し、圧延の仕上げ温度をＡｒ3 点以上９００℃未満の範囲に制御し、９００℃未満での圧下率を特に望ましい３５％以上９５％以下の範囲に制御し、水冷開始温度を特に望ましいＡｒ3 点以上とし、冷却速度を１℃／ｓ以上１００℃／ｓ以下に制御し、水冷停止温度を２１１℃とし、４９５℃で焼き戻しを実施する製造方法で鋼板を製造したものである。
フェライトの先行生成と残部の低温変態が達成されているため、降伏比が低く、引張強さは８００Ｎ／ｍｍ2 程度となっており、さらに全体の合金元素添加量が少ないためにＰｃｍが低く、かつサブマージアーク溶接及びエレクトロスラグ溶接の溶接熱影響部靭性にも優れている。
一方、比較例１１は、発明例１１と類似の鋼板および製造方法であるものの、Ｃｕの添加量が本発明の範囲を超えているために降伏比が高く、溶接熱影響部の靭性が極めて低い。
発明例１２は、板厚１００ｍｍ、引張強さ５００Ｎ／ｍｍ2 程度の鋼板で８０％未満の低い降伏比と高い溶接性を達成するため、Ｍｏを適量添加し、ＭｎとＭｏの添加量比を特に望ましい１．０以上５．０以下の範囲に制御し、板厚１００ｍｍに応じてＭｎ添加量を１．４５％以下とし、さらにＣｅｑ．の値を制御した鋼を、適正な温度に加熱し、圧延の仕上げ温度をＡｒ3 点以上９００℃未満の範囲に制御し、９００℃未満での圧下率を特に望ましい３５％以上９５％以下の範囲に制御し、水冷開始温度を特に望ましいＡｒ3 点以上とし、冷却速度を１℃／ｓ以上１００℃／ｓ以下に制御し、水冷停止温度を４８０℃とする製造方法で鋼板を製造したものである。
フェライトの先行生成と残部の低温変態が成されているため、降伏比が低く、引張強さは５００Ｎ／ｍｍ2 程度となっており、さらに全体の合金元素添加量が少ないためにＰｃｍが低く、かつサブマージアーク溶接及びエレクトロスラグ溶接の溶接熱影響部靭性にも優れている。
一方、比較例１２は、発明例１２と類似の鋼板および製造方法であるものの、Ｍｏの添加量が本発明の範囲を超えているために溶接熱影響部靭性が低い。
発明例１３は、板厚２０ｍｍ、引張強さ６００Ｎ／ｍｍ2 程度の鋼板で８０％未満の低い降伏比と高い溶接性を達成するため、Ｍｏを適量添加し、ＭｎとＭｏの添加量比を特に望ましい１．０以上５．０以下の範囲に制御し、板厚２０ｍｍに応じてＭｎ添加量を０．９７％以下とし、さらにＣｅｑ．の値を制御した鋼を、適正な温度に加熱し、圧延の仕上げ温度をＡｒ3 点以上９００℃未満の範囲に制御し、９００℃未満での圧下率を特に望ましい３５％以上９５％以下の範囲に制御し、水冷開始温度を特に望ましいＡｒ3 点以上とし、冷却速度を特に望ましい５℃／ｓ以上５０℃／ｓ以下に制御し、水冷停止温度を５１５℃とする製造方法で鋼板を製造したものである。
フェライトの先行生成と残部の低温変態が達成されているため、降伏比が低く、引張強さは６００Ｎ／ｍｍ2 程度となっており、さらに全体の合金元素添加量が少ないためにＰｃｍが低く、かつサブマージアーク溶接及びエレクトロスラグ溶接の溶接熱影響部靭性にも優れている。
一方、比較例１３は、発明例１３と類似の鋼板および製造方法であるものの、Ｍｎの添加量が本発明の範囲より少なく、かつＭｎ／Ｍｏの値が１．０より小さいため、引張強さが低い。
発明例１４は、板厚５０ｍｍ、引張強さ６００Ｎ／ｍｍ2 程度の鋼板で８０％未満の低い降伏比と高い溶接性を達成するため、Ｍｏを適量添加し、ＭｎとＭｏの添加量比を特に望ましい１．０以上５．０以下の範囲に制御し、板厚５０ｍｍに応じてＭｎ添加量を１．１５％以下とし、さらにＣｅｑ．の値を制御した鋼を、適正な温度に加熱し、圧延の仕上げ温度を９００℃以上１０００℃以下の範囲に制御し、１０００℃以下での圧下率を特に望ましい４０％以上９５％以下の範囲に制御し、水冷開始温度を特に望ましいＡｒ3 点以上とし、冷却速度を特に望ましい５℃／ｓ以上３０℃／ｓ以下に制御し、水冷停止温度を２１５℃とし、４７０℃で焼き戻しを実施する製造方法で鋼板を製造したものである。
フェライトの先行生成と残部の低温変態が達成されているため、降伏比が低く、引張強さは６００Ｎ／ｍｍ2 程度となっており、さらに全体の合金元素添加量が少ないためにＰｃｍが低く、かつサブマージアーク溶接及びエレクトロスラグ溶接の溶接熱影響部靭性にも優れている。
一方、比較例１４は、発明例１４と類似の鋼板および製造方法であるものの、Ｍｎの添加量が０．００６ｔ＋０．８５で計算される値の１．１５よりも高いため、フェライトが安定化せず、降伏比が高い。
発明例１５は、板厚１００ｍｍ、引張強さ５００Ｎ／ｍｍ2 程度の鋼板で８０％未満の低い降伏比と高い溶接性を達成するため、Ｍｏを適量添加し、ＭｎとＭｏの添加量比を１．０以上８．０以下の範囲に制御し、板厚１００ｍｍに応じてＭｎ添加量を１．４５％以下とし、さらにＣｅｑ．の値を制御した鋼を、適正な温度に加熱し、圧延の仕上げ温度をＡｒ3 点以上９００℃未満の範囲に制御し、９００℃未満での圧下率を特に望ましい３５％以上９５％以下の範囲に制御し、水冷開始温度を特に望ましいＡｒ3 点以上とし、冷却速度を水冷開始から６５０℃までと６５０℃から水冷停止までの平均冷却速度をそれぞれ２℃／ｓと６℃／ｓに制御し、水冷停止温度を２２５℃とし、５６０℃で焼き戻しを実施する製造方法で鋼板を製造したものである。
フェライトの先行生成と残部の低温変態が達成されているため、降伏比が低く、引張強さは５００Ｎ／ｍｍ2 程度となっており、さらに全体の合金元素添加量が少ないためにＰｃｍが低く、かつサブマージアーク溶接及びエレクトロスラグ溶接の溶接熱影響部靭性にも優れている。
一方、比較例１５は、発明例１５と類似の鋼板および製造方法であるものの、Ｍｇの添加量が本発明の範囲を超えているため、溶接熱影響部靭性が極めて低い。
発明例１６は、板厚２０ｍｍ、引張強さ８００Ｎ／ｍｍ2 程度の鋼板で８０％未満の低い降伏比と高い溶接性を達成するため、Ｍｏを適量添加し、ＭｎとＭｏの添加量比を特に望ましい１．０以上５．０以下の範囲に制御し、板厚２０ｍｍに応じてＭｎ添加量を０．９７％以下とし、さらにＣｅｑ．の値を制御した鋼を、適正な温度に加熱し、圧延の仕上げ温度をＡｒ3 点以上９００℃未満の範囲に制御し、９００℃未満での圧下率を特に望ましい３５％以上９５％以下の範囲に制御し、水冷開始温度を特に望ましいＡｒ3 点以上とし、冷却速度を特に望ましい５℃／ｓ以上５０℃／ｓ以下に制御し、水冷停止温度を１５０℃とし、５００℃で焼き戻しを実施する製造方法で鋼板を製造したものである。
フェライトの先行生成と残部の低温変態が達成されているため、降伏比が低く、引張強さは８００Ｎ／ｍｍ2 程度となっており、さらに全体の合金元素添加量が少ないためにＰｃｍが低く、かつサブマージアーク溶接及びエレクトロスラグ溶接の溶接熱影響部靭性にも優れている。
一方、比較例１６は、発明例１６と類似の鋼板および製造方法であるものの、Ｖの添加量が本発明の範囲を超えているため、降伏比が高く、かつ溶接熱影響部靭性が極めて低い。
発明例１７は、板厚５０ｍｍ、引張強さ６００Ｎ／ｍｍ2 程度の鋼板で８０％未満の低い降伏比と高い溶接性を達成するため、Ｍｏを適量添加し、ＭｎとＭｏの添加量比を特に望ましい１．０以上５．０以下の範囲に制御し、板厚５０ｍｍに応じてＭｎ添加量を１．１５％以下とし、さらにＣｅｑ．の値を制御した鋼を、適正な温度に加熱し、圧延の仕上げ温度を９００℃以上１０００℃以下の範囲に制御し、１０００℃以下での圧下率を特に望ましい４０％以上９５％以下の範囲に制御し、水冷開始温度を特に望ましいＡｒ3 点以上とし、冷却速度を特に望ましい５℃／ｓ以上５０℃／ｓ以下に制御し、水冷停止温度を４７５℃とする製造方法で鋼板を製造したものである。
フェライトの先行生成と残部の低温変態が達成されているため、降伏比が低く、引張強さは６００Ｎ／ｍｍ2 程度となっており、さらに全体の合金元素添加量が少ないためにＰｃｍが低く、かつサブマージアーク溶接及びエレクトロスラグ溶接の溶接熱影響部靭性にも優れている。
一方、比較例１７は、発明例１７と類似の鋼板および製造方法であるものの、Ｂの添加量が本発明の範囲を超えているため、降伏比が高く、かつ溶接熱影響部靭性が低い。
発明例１８は、板厚１００ｍｍ、引張強さ６００Ｎ／ｍｍ2 程度の鋼板で８０％未満の低い降伏比と高い溶接性を達成するため、Ｍｏを適量添加し、ＭｎとＭｏの添加量比を特に望ましい１．０以上５．０以下の範囲に制御し、板厚１００ｍｍに応じてＭｎ添加量を１．４５％以下とし、さらにＣｅｑ．の値を制御した鋼を、適正な温度に加熱し、圧延の仕上げ温度をＡｒ3 点以上９００℃未満の範囲に制御し、９００℃未満での圧下率を特に望ましい３５％以上９５％以下の範囲に制御し、水冷開始温度を特に望ましいＡｒ3 点以上とし、冷却速度を特に望ましい５℃／ｓ以上５０℃／ｓ以下に制御し、水冷停止温度を２２２℃とし、６００℃で焼き戻しを実施する製造方法で鋼板を製造したものである。
フェライトの先行生成と残部の低温変態が達成されているため、降伏比が低く、引張強さは６００Ｎ／ｍｍ2 程度となっており、さらに全体の合金元素添加量が少ないためにＰｃｍが低く、かつサブマージアーク溶接及びエレクトロスラグ溶接の溶接熱影響部靭性にも優れている。
一方、比較例１８は、発明例１８と類似の鋼板および製造方法であるものの、加熱温度が本発明の範囲を超えているために、フェライトが安定化せず、降伏比が高い。
発明例１９は、板厚２０ｍｍ、引張強さ５００Ｎ／ｍｍ2 程度の鋼板で８０％未満の低い降伏比と高い溶接性を達成するため、Ｍｏを適量添加し、ＭｎとＭｏの添加量比を特に望ましい１．０以上５．０以下の範囲に制御し、板厚２０ｍｍに応じてＭｎ添加量を０．９７％以下とし、さらにＣｅｑ．の値を制御した鋼を、適正な温度に加熱し、圧延の仕上げ温度をＡｒ3 点以上９００℃未満の範囲に制御し、９００℃未満での圧下率を特に望ましい３５％以上９５％以下の範囲に制御し、水冷開始温度を（Ａｒ3 点−３０℃）以上とし、冷却速度を特に望ましい５℃／ｓ以上５０℃／ｓ以下に制御し、水冷停止温度を２０２℃とし、５４０℃で焼き戻しを実施する製造方法で鋼板を製造したものである。
フェライトの先行生成と残部の低温変態が達成されているため、降伏比が低く、引張強さは５００Ｎ／ｍｍ2 程度となっており、さらに全体の合金元素添加量が少ないためにＰｃｍが低く、かつサブマージアーク溶接及びエレクトロスラグ溶接の溶接熱影響部靭性にも優れている。
一方、比較例１９は、発明例１９と類似の鋼板および製造方法であるものの、Ｃｒの添加量が本発明の範囲を超えているため、降伏比が高く溶接熱影響部靭性が低い。
発明例２０は、板厚５０ｍｍ、引張強さ８００Ｎ／ｍｍ2 程度の鋼板で８０％未満の低い降伏比と高い溶接性を達成するため、Ｍｏを適量添加し、ＭｎとＭｏの添加量比を特に望ましい１．０以上５．０以下の範囲に制御し、板厚５０ｍｍに応じてＭｎ添加量を１．１５％以下とし、さらにＣｅｑ．の値を制御した鋼を、適正な温度に加熱し、圧延の仕上げ温度をＡｒ3 点以上９００℃未満の範囲に制御し、９００℃未満での圧下率を特に望ましい３５％以上９５％以下の範囲に制御し、水冷開始温度を特に望ましいＡｒ3 点以上とし、冷却速度を水冷開始から６５０℃までと６５０℃から水冷停止までの平均冷却速度をそれぞれ５℃／ｓと１２℃／ｓに制御し、水冷停止温度を１８６℃とし、５２０℃で焼き戻しを実施する製造方法で鋼板を製造したものである。
フェライトの先行生成と残部の低温変態が達成されているため、降伏比が低く、引張強さは８００Ｎ／ｍｍ2 程度となっており、さらに全体の合金元素添加量が少ないためにＰｃｍが低く、かつサブマージアーク溶接及びエレクトロスラグ溶接の溶接熱影響部靭性にも優れている。
一方、比較例２０は、発明例２０と類似の鋼板および製造方法であるものの、加熱温度が本発明の範囲より低いため、降伏比が高い。
発明例２１は、板厚１００ｍｍ、引張強さ６００Ｎ／ｍｍ2 程度の鋼板で８０％未満の低い降伏比と高い溶接性を達成するため、Ｍｏを適量添加し、ＭｎとＭｏの添加量比を特に望ましい１．０以上５．０以下の範囲に制御し、板厚１００ｍｍに応じてＭｎ添加量を１．４５％以下とし、さらにＣｅｑ．の値を制御した鋼を、適正な温度に加熱し、圧延の仕上げ温度を９００℃以上１０００℃以下の範囲に制御し、１０００℃以下での圧下率を特に望ましい３５％以上９５％以下の範囲に制御し、水冷開始温度を特に望ましいＡｒ3 点以上とし、冷却速度を１℃／ｓ以上３０℃／ｓ以下に制御し、水冷停止温度を１５６℃とし、４９０℃で焼き戻しを実施する製造方法で鋼板を製造したものである。
フェライトの先行生成と残部の低温変態が達成されているため、降伏比が低く、引張強さは６００Ｎ／ｍｍ2 程度となっており、さらに全体の合金元素添加量が少ないためにＰｃｍが低く、かつサブマージアーク溶接及びエレクトロスラグ溶接の溶接熱影響部靭性にも優れている。
一方、比較例２１は、発明例２１と類似の鋼板および製造方法であるものの、圧延の仕上げ温度が１０００℃を超えているため、フェライトが安定化せず、降伏比が高い。
発明例２２は、板厚２０ｍｍ、引張強さ６００Ｎ／ｍｍ2 程度の鋼板で８０％未満の低い降伏比と高い溶接性を達成するため、Ｍｏを適量添加し、ＭｎとＭｏの添加量比を特に望ましい１．０以上５．０以下の範囲に制御し、板厚２０ｍｍに応じてＭｎ添加量を０．９７％以下とし、さらにＣｅｑ．の値を制御した鋼を、適正な温度に加熱し、圧延の仕上げ温度をＡｒ3 点以上９００℃未満の範囲に制御し、９００℃未満での圧下率を特に望ましい３５％以上９５％以下の範囲に制御し、水冷開始温度を特に望ましいＡｒ3 点以上とし、冷却速度を特に望ましい５℃／ｓ以上５０℃／ｓ以下に制御し、水冷停止温度を１９０℃とし、５５０℃で焼き戻しを実施する製造方法で鋼板を製造したものである。
フェライトの先行生成と残部の低温変態が達成されているため、降伏比が低く、引張強さは６００Ｎ／ｍｍ2 程度となっており、さらに全体の合金元素添加量が少ないためにＰｃｍが低く、かつサブマージアーク溶接及びエレクトロスラグ溶接の溶接熱影響部靭性にも優れている。
一方、比較例２２は、発明例２２と類似の鋼板および製造方法であるものの、Ｎｉの添加量が高いために溶接熱影響部の靭性が低く、さらに圧延の仕上げ終了温度がＡｒ3 点未満であるために降伏比が高い。
発明例２３は、板厚５０ｍｍ、引張強さ５００Ｎ／ｍｍ2 程度の鋼板で８０％未満の低い降伏比と高い溶接性を達成するため、Ｍｏを適量添加し、ＭｎとＭｏの添加量比を特に望ましい１．０以上５．０以下の範囲に制御し、板厚５０ｍｍに応じてＭｎ添加量を１．１５％以下とし、さらにＣｅｑ．の値を制御した鋼を、適正な温度に加熱し、圧延の仕上げ温度をＡｒ3 点以上９００℃未満の範囲に制御し、９００℃未満での圧下率を特に望ましい３５％以上９５％以下の範囲に制御し、水冷開始温度を特に望ましいＡｒ3 点以上とし、冷却速度を特に望ましい５℃／ｓ以上５０℃／ｓ以下に制御し、水冷停止温度を５０５℃とする製造方法で鋼板を製造したものである。
フェライトの先行生成と残部の低温変態が達成されているため、降伏比が低く、引張強さは５００Ｎ／ｍｍ2 程度となっており、さらに全体の合金元素添加量が少ないためにＰｃｍが低く、かつサブマージアーク溶接及びエレクトロスラグ溶接の溶接熱影響部靭性にも優れている。
一方、比較例２３は、発明例２３と類似の鋼板および製造方法であるものの、９００℃以下での圧下率が１０％未満であるためにフェライトが安定化せず、降伏比が高い。
発明例２４は、板厚１００ｍｍ、引張強さ８００Ｎ／ｍｍ2 程度の鋼板で８０％未満の低い降伏比と高い溶接性を達成するため、Ｍｏを適量添加し、ＭｎとＭｏの添加量比を特に望ましい１．０以上５．０以下の範囲に制御し、板厚１００ｍｍに応じてＭｎ添加量を１．４５％以下とし、さらにＣｅｑ．の値を制御した鋼を、適正な温度に加熱し、圧延の仕上げ温度を９００℃以上１０００℃以下の範囲に制御し、１０００℃以下での圧下率を３０％以上９５％以下の範囲に制御し、水冷開始温度を特に望ましいＡｒ3 点以上とし、冷却速度を１℃／ｓ以上３０℃／ｓ以下に制御し、水冷停止温度を２２０℃とし、４７５℃で焼き戻しを実施する製造方法で鋼板を製造したものである。
フェライトの先行生成と残部の低温変態が達成されているため、降伏比が低く、引張強さは８００Ｎ／ｍｍ2 程度となっており、さらに全体の合金元素添加量が少ないためにＰｃｍが低く、かつサブマージアーク溶接及びエレクトロスラグ溶接の溶接熱影響部靭性にも優れている。
一方、比較例２４は、発明例２４と類似の鋼板および製造方法であるものの、１０００℃以下での圧下率が２０％未満であるためにフェライトが安定化せず、降伏比が高い。
発明例２５は、板厚２０ｍｍ、引張強さ６００Ｎ／ｍｍ2 程度の鋼板で８０％未満の低い降伏比と高い溶接性を達成するため、Ｍｏを適量添加し、ＭｎとＭｏの添加量比を特に望ましい１．０以上５．０以下の範囲に制御し、板厚２０ｍｍに応じてＭｎ添加量を０．９７％以下とし、さらにＣｅｑ．の値を制御した鋼を、適正な温度に加熱し、圧延の仕上げ温度をＡｒ3 点以上９００℃未満の範囲に制御し、９００℃未満での圧下率を特に望ましい３５％以上９５％以下の範囲に制御し、水冷開始温度を特に望ましいＡｒ3 点以上とし、冷却速度を水冷開始から６５０℃までと６５０℃から水冷停止までの平均冷却速度をそれぞれ５℃／ｓと３０℃／ｓに制御し、水冷停止温度を１８５℃とし、５５０℃で焼き戻しを実施する製造方法で鋼板を製造したものである。
フェライトの先行生成と残部の低温変態が達成されているため、降伏比が低く、引張強さは６００Ｎ／ｍｍ2 程度となっており、さらに全体の合金元素添加量が少ないためにＰｃｍが低く、かつサブマージアーク溶接及びエレクトロスラグ溶接の溶接熱影響部靭性にも優れている。
一方、比較例２５は、発明例２５と類似の鋼板および製造方法であるものの、水冷開始温度が（Ａｒ3 点−３０℃）未満であるため、降伏比が高い。
発明例２６は、板厚５０ｍｍ、引張強さ６００Ｎ／ｍｍ2 程度の鋼板で８０％未満の低い降伏比と高い溶接性を達成するため、Ｍｏを適量添加し、ＭｎとＭｏの添加量比を特に望ましい１．０以上５．０以下の範囲に制御し、板厚５０ｍｍに応じてＭｎ添加量を１．１５％以下とし、さらにＣｅｑ．の値を制御した鋼を、適正な温度に加熱し、圧延の仕上げ温度をＡｒ3 点以上９００℃未満の範囲に制御し、９００℃未満での圧下率を特に望ましい３５％以上９５％以下の範囲に制御し、水冷開始温度を特に望ましいＡｒ3 点以上とし、冷却速度を特に望ましい５℃／ｓ以上５０℃／ｓ以下に制御し、水冷停止温度を１５９℃とし、５８０℃で焼き戻しを実施する製造方法で鋼板を製造したものである。
フェライトの先行生成と残部の低温変態が達成されているため、降伏比が低く、引張強さは６００Ｎ／ｍｍ2 程度となっており、さらに全体の合金元素添加量が少ないためにＰｃｍが低く、かつサブマージアーク溶接及びエレクトロスラグ溶接の溶接熱影響部靭性にも優れている。
一方、比較例２６は、発明例２６と類似の鋼板および製造方法であるものの、冷却速度が本発明の範囲より小さいため、降伏比は低いものの強度が低い。
発明例２７は、板厚５０ｍｍ、引張強さ６００Ｎ／ｍｍ2 程度の鋼板で８０％未満の低い降伏比と高い溶接性を達成するため、Ｍｏを適量添加し、ＭｎとＭｏの添加量比を特に望ましい１．０以上５．０以下の範囲に制御し、板厚５０ｍｍに応じてＭｎ添加量を１．１５％以下とし、さらにＣｅｑ．の値を制御した鋼を、適正な温度に加熱し、圧延の仕上げ温度をＡｒ3 点以上９００℃未満の範囲に制御し、９００℃未満での圧下率を特に望ましい３５％以上９５％以下の範囲に制御し、水冷開始温度を特に望ましいＡｒ3 点以上とし、冷却速度を特に望ましい５℃／ｓ以上５０℃／ｓ以下に制御し、水冷停止温度を２０５℃とし、４５０℃で焼き戻す製造方法で鋼板を製造したものである。
フェライトの先行生成と残部の低温変態が達成されているため、降伏比が低く、引張強さは６００Ｎ／ｍｍ2 程度となっており、さらに全体の合金元素添加量が少ないためにＰｃｍが低く、かつサブマージアーク溶接及びエレクトロスラグ溶接の溶接熱影響部靭性にも優れている。
一方、比較例２７は、発明例２７と類似の鋼板および製造方法であるものの、Ｍｎの添加量が０．００６ｔ＋０．８５で計算される値よりも高く、フェライトが十分に安定化しないため、降伏比が高い。
発明例２８は、板厚５０ｍｍ、引張強さ６００Ｎ／ｍｍ2 程度の鋼板で８０％未満の低い降伏比と高い溶接性を達成するため、Ｍｏを適量添加し、ＭｎとＭｏの添加量比を特に望ましい１．０以上５．０以下の範囲に制御し、板厚５０ｍｍに応じてＭｎ添加量を１．１５％以下とし、さらにＣｅｑ．の値を制御した鋼を、適正な温度に加熱し、圧延の仕上げ温度を９００℃以上１０００℃以下の範囲に制御し、１０００℃以下での圧下率を特に望ましい４０％以上９５％以下の範囲に制御し、水冷開始温度を特に望ましいＡｒ3 点以上とし、冷却速度を特に望ましい５℃／ｓ以上３０℃／ｓ以下に制御し、水冷停止温度を２０８℃とし、４５０℃で焼き戻しを実施する製造方法で鋼板を製造したものである。
フェライトの先行生成と残部の低温変態が達成されているため、降伏比が低く、引張強さは６００Ｎ／ｍｍ2 程度となっており、さらに全体の合金元素添加量が少ないためにＰｃｍが低く、かつサブマージアーク溶接及びエレクトロスラグ溶接の溶接熱影響部靭性にも優れている。
一方、比較例２８は、発明例２８と類似の鋼板および製造方法であるものの、Ｍｎの添加量が０．００６ｔ＋０．８５で計算される値よりも高いため、フェライトが安定化せず、降伏比が高い。
Figure 2004323966
Figure 2004323966
Figure 2004323966
Figure 2004323966
Figure 2004323966
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１〜２６の鋼板は、降伏比が低く、低Ｐｃｍかつ溶接熱影響部靱性に優れることから溶接性にも優れた鋼材であることは明白である。

Claims (12)

  1. 鋼が、質量％で、
    Ｃ ：０．００５〜０．２％、
    Ｓｉ：０．０１〜１％、
    Ｍｎ：０．１５〜１．５０％、
    Ａｌ：０．００１〜０．１％、
    Ｍｏ：０．１５〜０．５０％
    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＝Ｍｎ／Ｍｏで表されるＸ１が１．０以上８．０以下であり、Ｍｎ量（質量％）と最終板厚ｔ（ｍｍ）の関係がＭｎ≦０．００６ｔ＋０．８５であり、Ｘ２＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｍｏ／４＋Ｃｒ／５＋Ｎｉ／４０＋Ｖ／１４で表されるＸ２が０．２５以上０．４５以下であることを特徴とする、耐震性と溶接性に優れた鋼板。
  2. 質量％でさらに、
    Ｃｒ：０．０１〜１％
    を含有することを特徴とする、請求項１に記載の耐震性と溶接性に優れた鋼板。
  3. 質量％でさらに、
    Ｎｂ：０．００１〜０．１％
    を含有することを特徴とする、請求項１又は２に記載の耐震性と溶接性に優れた鋼板。
  4. 質量％でさらに、
    Ｔｉ：０．００１〜０．１％、
    Ｍｇ：０．０００５〜０．０２％、
    Ｃａ：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乃至３のいずれか１項に記載の耐震性と溶接性に優れた鋼板。
  5. 質量％でさらに、
    Ｎｉ：０．０１〜２％、
    Ｃｕ：０．００５〜１％、
    Ｖ ：０．００１〜０．２％、
    Ｂ ：０．０００５〜０．００５％
    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乃至４のいずれか１項に記載の耐震性と溶接性に優れた鋼板。
  6. 質量％で、
    Ｃ ：０．００５〜０．２％、
    Ｓｉ：０．０１〜１％、
    Ｍｎ：０．１５〜１．５０％、
    Ａｌ：０．００１〜０．１％、
    Ｍｏ：０．１５〜０．５０％
    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＝Ｍｎ／Ｍｏで表されるＸ１が１．０以上８．０以下であり、Ｍｎ量（質量％）と最終板厚ｔ（ｍｍ）の関係がＭｎ≦０．００６ｔ＋０．８５であり、Ｘ２＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｍｏ／４＋Ｃｒ／５＋Ｎｉ／４０＋Ｖ／１４で表されるＸ２が０．２５以上０．４５以下である鋼片または鋳片を１０５０℃以上１３５０℃以下に加熱後に圧延を開始し、圧延をＡｒ3 点以上９００℃未満で終了し、９００℃未満での圧下率を１０％以上９５％以下とし、（Ａｒ3 点−３０℃）以上で水冷を開始し、水冷時の平均冷却速度が１℃／ｓ以上１００℃／ｓ以下とし、６５０℃以下で冷却を終了した後空冷することを特徴とする、耐震性と溶接性に優れた鋼板の製造方法。
  7. 質量％で、
    Ｃ ：０．００５〜０．２％、
    Ｓｉ：０．０１〜１％、
    Ｍｎ：０．１５〜１．５０％、
    Ａｌ：０．００１〜０．１％、
    Ｍｏ：０．１５〜０．５０％
    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＝Ｍｎ／Ｍｏで表されるＸ１が１．０以上８．０未満であり、Ｍｎ量（質量％）と最終板厚ｔ（ｍｍ）の関係がＭｎ≦０．００６ｔ＋０．８５であり、Ｘ２＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｍｏ／４＋Ｃｒ／５＋Ｎｉ／４０＋Ｖ／１４で表されるＸ２が０．２５以上０．４５以下である鋼片または鋳片を１０５０℃以上１３５０℃以下に加熱後に圧延を開始し、圧延を９００℃以上１０００℃以下で終了し、１０００℃以下での圧下率を３０％以上９５％以下とし、 （Ａｒ3 点−３０℃）以上で水冷を開始し、水冷時の平均冷却速度が１℃／ｓ以上３０℃／ｓ以下とし、６５０℃以下で冷却を終了した後空冷することを特徴とする耐震性と溶接性に優れた鋼板の製造方法。
  8. 質量％でさらに、
    Ｃｒ：０．０１〜１％
    を含有することを特徴とする、請求項６または７のいずれか１項に記載の耐震性と溶接性に優れた鋼板の製造方法。
  9. 質量％でさらに、
    Ｎｂ：０．００１〜０．１％
    を含有することを特徴とする、請求項６乃至８のいずれか１項に記載の耐震性と溶接性に優れた鋼板の製造方法。
  10. 質量％でさらに、
    Ｔｉ：０．００１〜０．１％、
    Ｍｇ：０．０００５〜０．０２％、
    Ｃａ：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６乃至９のいずれか１項に記載の耐震性と溶接性に優れた鋼板の製造方法。
  11. 質量％でさらに、
    Ｎｉ：０．０１〜２％、
    Ｃｕ：０．００５〜１％、
    Ｖ ：０．００１〜０．２％、
    Ｂ ：０．０００５〜０．００５％
    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乃至１０のいずれか１項に記載の耐震性と溶接性に優れた鋼板の製造方法。
  12. 圧延終了後に開始する水冷において、６５０℃以上Ａｒ3 点以下の平均冷却速度が１℃／ｓ以上１０℃／ｓ以下であり、かつ水冷停止温度以上６５０℃以下の平均冷却速度が５℃／ｓ以上１００℃／ｓ以下であることを特徴とする、請求項６乃至１１のいずれか１項に記載の耐震性と溶接性に優れた鋼板の製造方法。
JP2003357327A 2003-04-11 2003-10-17 耐震性と溶接性に優れた鋼板およびその製造方法 Expired - Fee Related JP4038166B2 (ja)

Priority Applications (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2003357327A JP4038166B2 (ja) 2003-04-11 2003-10-17 耐震性と溶接性に優れた鋼板およびその製造方法

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2003107696 2003-04-11
JP2003357327A JP4038166B2 (ja) 2003-04-11 2003-10-17 耐震性と溶接性に優れた鋼板およびその製造方法

Publications (2)

Publication Number Publication Date
JP2004323966A true JP2004323966A (ja) 2004-11-18
JP4038166B2 JP4038166B2 (ja) 2008-01-23

Family

ID=33513075

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
JP2003357327A Expired - Fee Related JP4038166B2 (ja) 2003-04-11 2003-10-17 耐震性と溶接性に優れた鋼板およびその製造方法

Country Status (1)

Country Link
JP (1) JP4038166B2 (ja)

Cited By (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2006093282A1 (ja) * 2005-03-04 2006-09-08 Nippon Steel Corporation 溶接性およびガス切断性に優れた高張力耐火鋼およびその製造方法
CN101775535B (zh) * 2009-01-13 2012-03-28 宝山钢铁股份有限公司 160MPa级抗震用低屈服强度钢、钢板及其制造方法
WO2014157036A1 (ja) * 2013-03-28 2014-10-02 新日鐵住金株式会社 鋼矢板及びその製造方法
KR101568532B1 (ko) 2013-12-24 2015-11-11 주식회사 포스코 고온 항복강도 및 저온 충격인성이 우수한 후강판 및 이의 제조방법
KR101568531B1 (ko) 2013-12-24 2015-11-11 주식회사 포스코 고온 항복강도 및 저온 충격인성이 우수한 후강판 및 이의 제조방법
KR101585730B1 (ko) 2013-12-24 2016-01-14 주식회사 포스코 고온 항복강도 및 저온 충격인성이 우수한 후강판 및 이의 제조방법
JP2020020029A (ja) * 2018-08-03 2020-02-06 株式会社神戸製鋼所 高強度かつ低降伏比で溶接性に優れた円形鋼管用鋼板および円形鋼管ならびにそれらの製造方法

Cited By (14)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2006093282A1 (ja) * 2005-03-04 2006-09-08 Nippon Steel Corporation 溶接性およびガス切断性に優れた高張力耐火鋼およびその製造方法
JP2006241552A (ja) * 2005-03-04 2006-09-14 Nippon Steel Corp 溶接性およびガス切断性に優れた高張力耐火鋼およびその製造方法
CN100529139C (zh) * 2005-03-04 2009-08-19 新日本制铁株式会社 焊接性和气割性优良的高强度耐火钢及其制造方法
KR100920536B1 (ko) * 2005-03-04 2009-10-08 신닛뽄세이테쯔 카부시키카이샤 용접성 및 가스 절단성이 우수한 고장력 내화강 및 그 제조방법
JP4718866B2 (ja) * 2005-03-04 2011-07-06 新日本製鐵株式会社 溶接性およびガス切断性に優れた高張力耐火鋼およびその製造方法
CN101775535B (zh) * 2009-01-13 2012-03-28 宝山钢铁股份有限公司 160MPa级抗震用低屈服强度钢、钢板及其制造方法
WO2014157036A1 (ja) * 2013-03-28 2014-10-02 新日鐵住金株式会社 鋼矢板及びその製造方法
JP5858196B2 (ja) * 2013-03-28 2016-02-10 新日鐵住金株式会社 鋼矢板及びその製造方法
US10071406B2 (en) 2013-03-28 2018-09-11 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Steel sheet pile and method for manufacturing the same
KR101568532B1 (ko) 2013-12-24 2015-11-11 주식회사 포스코 고온 항복강도 및 저온 충격인성이 우수한 후강판 및 이의 제조방법
KR101568531B1 (ko) 2013-12-24 2015-11-11 주식회사 포스코 고온 항복강도 및 저온 충격인성이 우수한 후강판 및 이의 제조방법
KR101585730B1 (ko) 2013-12-24 2016-01-14 주식회사 포스코 고온 항복강도 및 저온 충격인성이 우수한 후강판 및 이의 제조방법
JP2020020029A (ja) * 2018-08-03 2020-02-06 株式会社神戸製鋼所 高強度かつ低降伏比で溶接性に優れた円形鋼管用鋼板および円形鋼管ならびにそれらの製造方法
JP7034862B2 (ja) 2018-08-03 2022-03-14 株式会社神戸製鋼所 高強度かつ低降伏比で溶接性に優れた円形鋼管用鋼板および円形鋼管ならびにそれらの製造方法

Also Published As

Publication number Publication date
JP4038166B2 (ja) 2008-01-23

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP4358900B1 (ja) 低温靭性に優れた高強度鋼板及び鋼管並びにそれらの製造方法
JP5604842B2 (ja) 大入熱溶接用鋼材
JP6616006B2 (ja) 低温歪み時効衝撃特性及び溶接熱影響部衝撃特性に優れた高強度鋼材及びその製造方法
JPWO2013100106A1 (ja) 変形性能と低温靭性に優れた高強度鋼管、高強度鋼板、および前記鋼板の製造方法
JP6645107B2 (ja) Ｈ形鋼及びその製造方法
JPWO2011148755A1 (ja) 溶接構造用高強度鋼板の製造方法
JP4926447B2 (ja) 耐溶接割れ性に優れた高張力鋼の製造方法
JP2009127069A (ja) 高靭性ラインパイプ用鋼板およびその製造方法
KR20200086737A (ko) 열연 강판 및 그의 제조 방법
WO2014175122A1 (ja) Ｈ形鋼及びその製造方法
JP2013224460A (ja) 耐火鋼材及びその製造方法
JP5958428B2 (ja) 大入熱溶接用鋼板の製造方法
JP6288288B2 (ja) ラインパイプ用鋼板及びその製造方法とラインパイプ用鋼管
JP2017197787A (ja) 延性に優れた高張力厚鋼板及びその製造方法
JPH0453929B2 (ja)
JP2007119861A (ja) 高温強度と低温靭性に優れる溶接構造用高張力鋼の製造方法
JP4038166B2 (ja) 耐震性と溶接性に優れた鋼板およびその製造方法
JP2004124113A (ja) 非水冷型薄手低降伏比高張力鋼およびその製造方法
JP7048378B2 (ja) 高強度高延性鋼板
JP4959402B2 (ja) 耐表面割れ特性に優れた高強度溶接構造用鋼とその製造方法
JP5008879B2 (ja) 強度および低温靭性の優れた高張力鋼板および高張力鋼板の製造方法
JP2006241510A (ja) 大入熱溶接部ｈａｚの低温靭性に優れた高強度溶接構造用鋼とその製造方法
JP2007138203A (ja) 溶接性に優れた高張力厚鋼板およびその製造方法
JP4250113B2 (ja) 耐震性と溶接性に優れた鋼板の製造方法
JP2008144216A (ja) 高温強度と低温靭性に優れる溶接構造用鋼の製造方法

Legal Events

Date Code Title Description
A621 Written request for application examination

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621

Effective date: 20050914

A977 Report on retrieval

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007

Effective date: 20070524

A131 Notification of reasons for refusal

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131

Effective date: 20070529

A521 Request for written amendment filed

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523

Effective date: 20070730

TRDD Decision of grant or rejection written
A01 Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model)

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01

Effective date: 20071030

A61 First payment of annual fees (during grant procedure)

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61

Effective date: 20071102

R151 Written notification of patent or utility model registration

Ref document number: 4038166

Country of ref document: JP

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R151

FPAY Renewal fee payment (event date is renewal date of database)

Free format text: PAYMENT UNTIL: 20101109

Year of fee payment: 3

FPAY Renewal fee payment (event date is renewal date of database)

Free format text: PAYMENT UNTIL: 20101109

Year of fee payment: 3

FPAY Renewal fee payment (event date is renewal date of database)

Free format text: PAYMENT UNTIL: 20111109

Year of fee payment: 4

FPAY Renewal fee payment (event date is renewal date of database)

Free format text: PAYMENT UNTIL: 20111109

Year of fee payment: 4

FPAY Renewal fee payment (event date is renewal date of database)

Free format text: PAYMENT UNTIL: 20121109

Year of fee payment: 5

FPAY Renewal fee payment (event date is renewal date of database)

Free format text: PAYMENT UNTIL: 20121109

Year of fee payment: 5

FPAY Renewal fee payment (event date is renewal date of database)

Free format text: PAYMENT UNTIL: 20131109

Year of fee payment: 6

S531 Written request for registration of change of domicile

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313531

R350 Written notification of registration of transfer

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350

FPAY Renewal fee payment (event date is renewal date of database)

Free format text: PAYMENT UNTIL: 20131109

Year of fee payment: 6

S533 Written request for registration of change of name

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313533

FPAY Renewal fee payment (event date is renewal date of database)

Free format text: PAYMENT UNTIL: 20131109

Year of fee payment: 6

R350 Written notification of registration of transfer

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350

S533 Written request for registration of change of name

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313533

R350 Written notification of registration of transfer

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350

LAPS Cancellation because of no payment of annual fees