JP2009228040A

JP2009228040A - 低降伏比高張力鋼板およびその製造方法

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Publication number: JP2009228040A
Application number: JP2008072988A
Authority: JP
Inventors: Yasuhiro Murota; 康宏室田; Shinichi Suzuki; 伸一鈴木; Nobuo Shikauchi; 伸夫鹿内
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 2008-03-21
Filing date: 2008-03-21
Publication date: 2009-10-08
Anticipated expiration: 2028-03-21
Also published as: JP5369462B2

Abstract

【課題】耐震性を必要とする建築用鋼材とくに梁用材料として使用される板厚４０ｍｍ以下、降伏比８０％以下の高張力鋼板として好適な低降伏比鋼板を提供する。
【解決手段】質量％で、Ｃ：０．０５〜０．１８％、Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、Ｍｎ：０．６〜２．０％、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．１％以下、必要に応じて、Ｃｕ，Ni、Ｃｒ，Ti、Ｃａ、ＲＥＭの一種または二種以上を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、下式で示される炭素当量Ｃｅｑが０．３０〜０．４５％の組成と、平均結晶粒径１０μｍ以下のフェライトを体積分率２０％以上、残部がベイナイトを呈するミクロ組織からなる板厚４０ｍｍ以下の低降伏比高張力鋼板。Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｓｉ／２４＋Ｍｎ／６＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４
【選択図】なし

Description

本発明は、海洋構造物、橋梁、造船、ラインパイプ、建産機械等に用いる低降伏比高張力鋼板およびその製造方法に関し、特に、耐震性を必要とする建築用鋼材とくに梁用材料として使用される板厚４０ｍｍ以下、降伏比８０％以下の高張力鋼板として好適なものに関する。

近年、建築構造物などでは地震時の安全性確保の観点から耐震性を有する鋼板が要求され、建築用鋼材として、降伏比が８０％以下の鋼材が使用される場合が多い。地震発生時に最も塑性変形能が要求される梁材には、より低降伏比の鋼材が望ましいとされる。

特許文献１〜９は低降伏比高張力鋼の製造方法に関し、特許文献１には、スラブ加熱温度を低温化し、さらに未再結晶温度域での圧下率を３０％以上と規定して靭性を改善し、冷却速度、冷却停止温度を制御することにより、高強度、低降伏比、高靭性を両立させることが記載されている。

特許文献２には、加速冷却時の冷却速度を、水量密度を変化させて制御し、種々の板厚においてもほぼ同一の冷却速度で冷却して、板厚によらず同一の強度、降伏比を得ることが記載されている。

特許文献３には、熱間圧延終了後の加速冷却速度を１℃／ｓ以上に制御し、７５０〜６００℃まで冷却して低降伏比高強度鋼を製造することが記載されている。

特許文献４には、熱間圧延終了後の加速冷却時の冷却速度を１〜５℃／ｓに制御することにより、高強度と低ＹＲを両立した耐溶接割れ性に優れた低降伏比高張力鋼が記載されている。

特許文献５には、熱間圧延終了後の加速冷却速度または、再加熱焼入れ時の冷却速度を５℃／ｓ以上に制御し、さらに焼戻し時の昇温速度を制御することにより、低降伏比を達成した高張力厚鋼板が記載されている。

特許文献６には、低降伏比と微細組織を確保するため、Ａｒ３変態点＋５０℃〜Ａｒ３変態点−５０℃で加速冷却を実施することが記載されている。特許文献７には、熱間圧延終了後の加速冷却時の冷却速度を０．３〜３℃／ｓに制御して島状マルテンサイトを一定量含む組織とし、高強度と低降伏比を確保することが記載されている。

特許文献８や特許文献９には、圧延後、予備冷却を実施し所定の温度になり次第、空冷し、その後再度冷却することにより、低降伏比を達成することが記載され、特許文献８では板厚４０〜１００ｍｍでＹＲ７５％以下の厚鋼板が得られる。
特開平５−３２０７５２号公報特開平５−３３９６３１号公報特開平６−３４０９２４号公報特開平９−３５９６号公報特開平９−３５９５号公報特開平１０−３０６３１６号公報特開２００１−２２６７３７号公報特開２０００−２５６７３６号公報特開２０００−８７１３８号公報

しかしながら、特許文献１記載の手法では、スラブの低温加熱により、変形抵抗が高く圧延装置に負荷をかけることや仕上温度が低いため、厳密な温度管理が必要となり、安定製造が困難、かつ、圧延能率が低下する。

特許文献２記載の手法では、板厚４０ｍｍ以下の薄物材を水量密度を減少させて低冷却速度で冷却する場合、鋼板全面に渡って均一冷却をすることは困難で、冷却歪が大きくなる。

特許文献３記載の手法では、冷却停止温度が６００℃以上で高強度を得ようとする場合、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏなどの高価な元素を多量に添加する必要があり、その結果、大幅に製造コストが増加する。

特許文献４記載の手法では、１〜５℃／ｓという遅い冷却速度では、高強度確保のためにＣｕ、Ｎｉ、Ｍｏなどの高価な元素を多量に添加する必要があり、その結果、大幅に製造コストが増加する。

特許文献５記載の手法では、焼戻し時の昇温速度制御には、実製造上厳密な温度管理、時間管理が必要であり、安定製造が困難である。

特許文献６記載の二相域熱処理は、低降伏比を安定に確保できる手法であるものの、オフラインでの熱処理回数の増加により製造コストが上昇し、製造工期が長期化する。

特許文献７記載の手法では、遅い冷却速度のため、高強度確保のために多量の合金元素添加が必須となり、その結果、大幅に製造コストが増加する。

特許文献８記載の手法や特許文献９記載の手法では、予備冷却後の空冷時間を予備冷却停止温度と変態点で構成された式で管理するが、実質的に空冷時間が非常に長くなり、その結果、生産性が低下する。

また、板厚４０ｍｍ以下の薄物材に特許文献８や特許文献９に記載されている手法を適用した場合、空冷時間が非常に長くなり、鋼板上下面に温度差が若干存在するだけでも鋼板に歪が発生し、鋼板の平坦度が低下する。

そこで、本発明は、高価な合金元素添加や厳密な製造条件管理、さらには、オフラインでの二相域熱処理を必要とせずに、安価かつ簡便に靭性に優れた低降伏比高張力鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。

上記課題は以下の手段により達成可能である。
１．質量％で、
Ｃ：０．０５〜０．１８％
Ｓｉ：０．０５〜０．５０％
Ｍｎ：０．６〜２．０％
Ｐ：０．０２０％以下
Ｓ：０．００５％以下
Ａｌ：０．１％以下
を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、式（１）で示される炭素当量Ｃｅｑが０．３０〜０．４５％の組成と、
平均結晶粒径１０μｍ以下のフェライトを体積分率２０％以上、残部がベイナイトを呈するミクロ組織からなる板厚４０ｍｍ以下の低降伏比高張力鋼板。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｓｉ／２４＋Ｍｎ／６＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４（１）
ここで，Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｖは各元素の含有量（質量％）。
２．さらに、鋼組成が質量％で、
Ｃｕ：０．１〜１．０％
Ｎｉ：０．１〜２．０％
Ｃｒ：０．０５〜１．０％
Ｔｉ：０．００５〜０．０５％
の１種または２種以上含有することを特徴とする１記載の低降伏比高張力鋼板。
３．さらに、鋼組成が質量％で、
Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％
ＲＥＭ：０．０００５〜０．００５０％
の１種または２種以上含有することを特徴とする１または２記載の低降伏比高張力鋼板。
４．１乃至３の何れか一つに記載の組成を有する鋼片を１０００〜１２５０℃に加熱後、圧延終了温度が８５０〜９５０℃となるように熱間圧延を行い、圧延終了温度からの温度低下量が４０℃以下の温度域から平均冷却速度が５℃／ｓ以上で冷却停止温度を５５０〜６５０℃とする冷却を開始し、冷却後、４〜６０秒間空冷を行い、その後、再び５００℃以下まで平均冷却速度１５℃／ｓ以上の冷却速度で冷却することを特徴とする板厚４０ｍｍ以下の低降伏比高張力鋼板の製造方法。

本発明によれば、低コストで生産性良く、低降伏比高張力鋼板を製造することが可能で、産業上極めて有用である。

［化学成分］以下の説明において％は質量％とする。
Ｃ：０．０５〜０．１８％
Ｃは、鋼の強度を増加させる元素であり、耐震性を必要とする建築用鋼材として一般的に使用される鋼板の引張強度である４９０ＭＰａ以上を確保するためには、０．０５％以上が必要である。しかし，過剰に添加すると低温溶接割れ感受性を増大させるため，０．０５〜０．１８％の範囲に限定する。

Ｓｉ：０．０５〜０．５０％，
Ｓｉは、脱酸元素として作用し、製鋼上０．０５％以上の含有が必要であるが、０．５０％を超えて含有すると母材靭性が低下するため，０．０５〜０．５０％の範囲に限定する。

Ｍｎ：０．６〜２．０％，
Ｍｎは鋼の焼入れ性を増加し強度を向上させる元素であり、この効果を確保するために０．６％以上の含有を必要とする。一方，２．０％を超えての含有は、溶接性を著しく劣化させるため，０．６〜２．０％の範囲に限定する。

Ｐ：０．０２０％以下
Ｐは、不純物として鋼中に不可避的に含有される元素であり，鋼の靭性を劣化させるためにできるだけ低減することが望ましい。特に、０．０２０％を越えての含有は、著しく靭性を劣化させるため、０．０２０％以下に限定する。

Ｓ：０．００５％以下
Ｓは、不純物として鋼中に不可避的に含有される元素であり、鋼の靭性や引張試験における絞りを劣化させるためできるだけ低減することが望ましい。特に、０．００５％を越えての含有は、上記特性を著しく劣化するため、０．００５％以下に限定する。

Ａｌ：０．１％以下
Ａｌは，脱酸材として作用し，溶鋼の脱酸プロセス上もっとも汎用的に使われる。０．１％を越えての含有は、粗大な酸化物を形成して、母材の延性を著しく劣化させるため、０．１％以下に限定する。

本発明の基本成分は以上であるが、更に特性を向上させる場合、Ｃｕ，Ni、Ｃｒ，Ti、Ｃａ、ＲＥＭの一種または二種以上を含有させることが可能である。

Ｃｕ：０．１〜１．０％
Ｃｕは、靭性を劣化させずに強度を上昇させるのに有効な元素であり、その効果を発揮するためには０．１％以上の添加が必要である。しかし、１．０％を超えて添加すると、熱間圧延時に表面疵が多発するため、添加する場合は、０．１〜１．０％とする。

Ｎｉ：０．１〜２．０％
Ｎｉは、靭性を劣化させずに強度を上昇させるのに有効な元素であり、その効果を発揮するためには０．１％以上の添加が必要である。しかし、２．０％を超えて添加すると、合金コストが上昇するため、添加する場合は、０．１〜２．０％とする。

Ｃｒ：０．０５〜１．０％
Ｃｒは、合金コストを著しく上昇させることなく強度を上昇させるのに有効な元素であり、その効果を発揮するためには０．０５％以上の添加が必要である。しかし、１．０％を超えて添加すると、溶接性が劣化するため、添加する場合は０．０５〜１．０％とする。

Ｔｉ：０．００５〜０．０５％
Ｔｉは、母材および溶接継手部の靭性向上に有効な元素であり、その効果を発揮するためには０．００５％以上必要である。しかし、０．０５％を超えて添加すると、溶接性が劣化するため、添加する場合は０．００５〜０．０５％とする。

Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％、ＲＥＭ：０．０００５〜０．００５０％
ＣａやＲＥＭは溶接熱影響部の特性向上に有効な元素であり、添加する場合はＣａ：０．０００５〜０．００５０％、ＲＥＭ：０．０００５〜０．００５０％とする。

Ｃｅｑ：０．３０〜０．４５％
Ｃｅｑ（＝Ｃ＋Ｓｉ／２４＋Ｍｎ／６＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４、各元素は含有量（質量％）で、含まない元素は０とする）は、溶接構造物として必要不可欠である溶接継手の強度を確保するために０．３０％以上必要である。

しかし、０．４５％超えとすると、溶接性を劣化させる。そのため、Ｃｅｑは０．３０〜０．４５％とする。なお、溶接継手部の強度、靭性などの観点から、Ｃｅｑは０．３５〜０．４３％とすることが望ましい。

上記した成分以外の残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物である。なお、不可避的不純物としては、Ｎｂ：０．００５％以下、Ｍｏ：０．０２％以下、Ｖ：０．００５％以下、Ｗ：０．０２％以下、Ｏ：０．０４０％以下、Ｐｂ：０．０１％以下、Ｓｎ：０．０１％以下、Ｓｂ：０．０１％以下を許容できる。なお、不可避的不純物は少ないほど望ましい。

［ミクロ組織］
本発明に係る鋼は、平均結晶粒径１０μｍ以下のフェライトを体積分率２０％以上、残部がベイナイトを呈するミクロ組織とする。

降伏比８０％以下の低降伏比とするため、フェライトの体積分率を２０％以上とする。しかし、フェライトの体積分率が８０％超えとなると引張強さが低下するようになるので、８０％以下とすることが好ましい。建築用鋼としての強度を確保するため残部はベイナイト組織とする。

また、建築用鋼としての靭性を確保するため、フェライトの平均結晶粒径は１０μｍ以下とする。

製造条件は、低降伏比と高靭性を両立させる適切なミクロ組織を得るための熱履歴が付与されるように規定する。

まず、熱間圧延により適切な等軸サイズのオーステナイト粒を得て、当該オーステナイト粒の成長を抑制するために圧延直後に一次冷却し、過冷オーステナイト状態とする。

次に、過冷オーステナイト状態から、適切な時間を空冷することにより、適切な量のフェライトを生成させ、そのフェライトを成長させないように、二次冷却を実施することにより目的とする微細なフェライトを含む組織を得る。それぞれの条件の範囲は下記のとおりである。

加熱温度：１０００〜１２５０℃
加熱温度は、１０００℃未満では変形抵抗が大きくなり、圧延装置に負荷をかける。また、１２５０℃超えでは、熱間加工時に表面疵が多発する。そのため、加熱温度は１０００〜１２５０℃とする。

圧延終了温度：８５０〜９５０℃
圧延終了温度は、８５０℃未満では未再結晶温度域での圧延となり等軸なオーステナイト粒が得られず高靭性が得られない。また、９５０℃超えでは粗大なオーステナイト粒となり、高靭性が得られない。そのため、圧延終了温度は、８５０〜９５０℃とする。

図１に圧延終了温度と靭性（延性ー脆性破面遷移温度）の関係を示す。０．１２％Ｃ−０．２８％Ｓｉ−１．５３％Ｍｎ−０．００８％Ｐ−０．００２％Ｓ−０．０３５％Ａｌ−０．００８％Ｔｉを含み、Ｃｅｑ０．４０％の組成の、厚さ１２０ｍｍの鋼片を１１５０℃に加熱した。

圧延終了温度を８００〜１０００℃とし、板厚２０ｍｍまで圧延後、圧延終了温度から２０℃温度低下した後に６００℃まで平均冷却速度２０℃／ｓで冷却し、２０秒空冷後、４５０℃まで再度４０℃／ｓの平均冷却速度で冷却した。

得られた試験材についてシャルピー衝撃試験を実施した。圧延終了温度が８５０℃から９５０℃の範囲で延性−脆性遷移温度が−６０℃以下の高靭性が得られていることが認められる。

冷却開始温度：圧延終了温度からの温度低下量が４０℃以下の温度域
冷却開始温度は圧延終了温度からの温度低下量が４０℃以下の温度域とする。圧延終了温度から４０℃を超えて低下すると、オーステナイト粒が成長し、１０μｍ以下の微細なフェライト粒組織を得られないため、温度低下量が４０℃以下の温度域とする。冷却開始温度を上記の温度域とする冷却を一次冷却とする。

図２に圧延終了温度から冷却開始温度までの温度低下量と靭性（延性−脆性破面遷移温度）の関係を示す。０．１２％Ｃ−０．２８％Ｓｉ−１．５３％Ｍｎ−０．００８％Ｐ−０．００２％Ｓ−０．０３５％Ａｌ−０．００８％Ｔｉを含み、Ｃｅｑ０．４０％である厚さ１２０ｍｍの鋼片を１１５０℃に加熱した。

その後、圧延終了温度を９２０℃とし、板厚２０ｍｍまで圧延後、圧延終了温度から１０〜８０℃温度低下した後に６００℃まで平均冷却速度２０℃／ｓで冷却し、２０秒空冷後、４５０℃まで再度４０℃／ｓの平均冷却速度で冷却した。

得られた試験材についてシャルピー衝撃試験を実施した。温度低下量が４０℃以下の場合に延性−脆性遷移温度が−６０℃以下の高靭性が得られていることが認められる。

冷却停止温度：５５０〜６５０℃
冷却停止温度（一次冷却停止温度）が５５０℃未満の場合、ベイナイト変態が開始するため微細なフェライト組織が得られない。また６５０℃超えでは、オーステナイトの過冷度が高すぎるため、短時間ではフェライト変態が起こらず、フェライトが生成したとしても粗大化するため靭性が劣化する。したがって、（一次）冷却停止温度を５５０〜６５０℃とする。

図３に一次冷却停止温度と靭性の関係を示す。０．１２％Ｃ−０．２８％Ｓｉ−１．５３％Ｍｎ−０．００８％Ｐ−０．００２％Ｓ−０．０３５％Ａｌ−０．００８％Ｔｉを含み、Ｃｅｑ０．４０％である厚さ１２０ｍｍの鋼片を１１５０℃に加熱した。

その後、圧延終了温度を９２０℃とし、板厚２０ｍｍまで圧延後、圧延終了温度から２０℃温度低下した後に７００〜５００℃まで平均冷却速度２０℃／ｓで冷却し、２０秒空冷後、４２０℃まで再度４０℃／ｓの平均冷却速度で冷却した。

得られた試験材についてシャルピー衝撃試験を実施した。一次冷却停止温度が５５０℃から６５０℃で延性−脆性遷移温度が−６０℃以下の高靭性が得られていることが認められる。

一次冷却の冷却速度：５℃／ｓ以上
一次冷却は、過冷オーステナイトの状態を保持するために必要であり、冷却中のフェライト生成を回避すればよい。そのためには平均冷却速度で５℃／ｓ以上の冷却速度が必要である。

空冷時間：４〜６０秒
板厚中心部の温度が５５０〜６５０℃になるまで冷却することにより、過冷却オーステナイトの状態になり、この状態から空冷することによりフェライト生成を促進することが可能となる。

空冷時間を４秒以上とすることによりフェライト分率（体積分率）が２０％以上となり低降伏比が得られる。一方、６０秒を超えて空冷するとフェライト分率が８０％超えとなり引張強さが低下し、さらに、生成したフェライト粒が粗大化するため靭性が劣化する。そのため空冷時間は４〜６０秒とする。

図４に空冷時間とフェライト分率（体積分率）、降伏比、靭性（延性ー脆性破面遷移温度）の関係を示す。０．１２％Ｃ−０．２８％Ｓｉ−１．５３％Ｍｎ−０．００８％Ｐ−０．００２％Ｓ−０．０３５％Ａｌ−０．００８％Ｔｉを含み、Ｃｅｑ０．４０％である厚さ１２０ｍｍの鋼片を１１５０℃に加熱した。

その後、圧延終了温度を９２０℃とし、板厚２０ｍｍまで圧延後、圧延終了温度から２０℃温度低下した後に６４０℃まで平均冷却速度２０℃／ｓで冷却し、１〜１００秒空冷後、４５０℃まで再度４０℃／ｓの冷却速度で冷却（二次冷却）した。

得られた試験材について、引張試験、シャルピー衝撃試験、組織観察を実施した。
空冷時間が４秒未満では、フェライト分率が２０％未満であり、さらにＹＲが８０％超えと高い。また、空冷時間が６０秒超えでは、靭性が劣化する。４〜６０秒で低降伏比と高靭性が両立していることが確認できる。尚、フェライト分率は体積分率とする。

冷却停止温度：５００℃以下
二次冷却の冷却停止温度が５００℃超えの場合、空冷中に生成したフェライトが成長し、粗大化するため靭性が劣化する。したがって５００℃以下まで冷却する必要がある。

二次冷却時の冷却速度：１５℃／ｓ以上
二次冷却を実施するに当たっては、空冷中に生成したフェライトの成長の抑制と、更に鋼板の歪等も考慮する必要がある。均一冷却をするためには、強冷却のほうが望ましく、平均冷却速度を１５℃／ｓ以上とする。

なお、上記のように製造した鋼板に対して、焼戻し熱処理を実施することも可能である。その場合は、焼戻し温度：２００℃〜Ａｃ_１とする。

焼戻し熱処理は、水冷による鋼板内の残留応力を軽減するために実施する。焼戻し温度が２００℃を下回る温度では、残留応力軽減効果が得られず、Ａｃ_１以上では強度などの材質が著しく変化する。そのため、焼戻し熱処理を実施する場合には、その温度は２００℃〜Ａｃ_１とすることが好ましい。

表１に示した化学成分を有する鋼から表２に示した条件で鋼板を製造した。表２に機械的性質も合わせて示す。引張試験は、ＪＩＳＺ２２０１４号試験片で実施した。試験片採取位置は１／４ｔ部とした。

また、シャルピ−衝撃試験は、ＪＩＳＺ２２０４２ｍｍＶノッチ試験片で実施した。試験片採取位置は１／４ｔ部とした。

また、得られた鋼板の１／４ｔ部のミクロ組織を観察し、フェライト体積分率およびフェライトの平均粒径を測定した。フェライト体積分率は、光学顕微鏡により４００倍で観察した５視野の面積分率の平均値を求め、この面積分率から体積分率を求めた。フェライト粒径は観察した視野の中のフェライト２００個程度の平均円相当径を画像解析により測定した。

本発明鋼（Ｎｏ．１，４，７，１０）は、ＹＲが８０％以下であり、かつ、シャルピ−衝撃試験における脆性−延性破面遷移温度が−６０℃以下と高靭性であることが確認された。

一方、比較鋼（Ｎｏ．２，３，５，６，８，９，１１，１２）は、いずれかの製造条件が本発明範囲外であるため、降伏比が８０％を超えているか、または、遷移温度が−４０℃以上であった。

圧延終了温度と靭性（延性−脆性破面遷移温度）の関係を示す図。圧延終了温度から冷却開始温度までの温度低下量と靭性（延性−脆性破面遷移温度）の関係を示す図。一次冷却停止温度と靭性（延性−脆性破面遷移温度）の関係を示す図。空冷時間とフェライト分率、降伏比、靭性（延性−脆性破面遷移温度）の関係を示す図。

Claims

質量％で、
Ｃ：０．０５〜０．１８％
Ｓｉ：０．０５〜０．５０％
Ｍｎ：０．６〜２．０％
Ｐ：０．０２０％以下
Ｓ：０．００５％以下
Ａｌ：０．１％以下
を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、式（１）で示される炭素当量Ｃｅｑが０．３０〜０．４５％の組成と、
平均結晶粒径１０μｍ以下のフェライトを体積分率２０％以上、残部がベイナイトを呈するミクロ組織からなる板厚４０ｍｍ以下の低降伏比高張力鋼板。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｓｉ／２４＋Ｍｎ／６＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４（１）
ここで，Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｖは各元素の含有量（質量％）。
さらに、鋼組成が質量％で、
Ｃｕ：０．１〜１．０％
Ｎｉ：０．１〜２．０％
Ｃｒ：０．０５〜１．０％
Ｔｉ：０．００５〜０．０５％
の１種または２種以上含有することを特徴とする請求項１記載の低降伏比高張力鋼板。
さらに、鋼組成が質量％で、
Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％
ＲＥＭ：０．０００５〜０．００５０％
の１種または２種以上含有することを特徴とする請求項１または２記載の低降伏比高張力鋼板。
請求項１乃至３の何れか一つに記載の組成を有する鋼片を１０００〜１２５０℃に加熱後、圧延終了温度が８５０〜９５０℃となるように熱間圧延を行い、圧延終了温度からの温度低下量が４０℃以下の温度域から平均冷却速度が５℃／ｓ以上で冷却停止温度を５５０〜６５０℃とする冷却を開始し、冷却後、４〜６０秒間空冷を行い、その後、再び５００℃以下まで平均冷却速度１５℃／ｓ以上の冷却速度で冷却することを特徴とする板厚４０ｍｍ以下の低降伏比高張力鋼板の製造方法。