JP2012041603A - 圧延素材鋼とそれを使用した圧延鋼材の製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】ベイナイト面積率３０％以下、板厚５０ｍｍ未満の４９０ＭＰａ級圧延Ｈ形鋼と、ベイナイト面積率４０〜１００％、板厚５０ｍｍ未満の５５０ＭＰａ級圧延Ｈ形鋼とを作り分ける方法とその圧延素材鋼を提供する。
【解決手段】 Ｃ：０．１１〜０．２０％、Ｓｉ：０．０１〜０．６０％、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０４％、Ｂ：０．０００５〜０．００３０％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５〜０．０９０％、Ｎ：０．００２０〜０．００９０％、さらに、Ｃｕ：０．０１〜１．５％、Ｎｉ：０．０１％〜１．５％、Ｃｒ：０．０１％〜１．５％、Ｍｏ：０．０１〜１．５％、Ｖ：０．００１〜０．１００％、およびＮｂ：０．００１〜０．１００％の１種または２種以上、残部Ｆｅおよび不純物からなり、Ｔｉ量とＮ量との比（Ｔｉ／Ｎ）：１．０〜３．０、下記（１）式のＦｎの値：０．００１０〜０．００４０％、下記（２）式のＰｃｍの値：０．２０〜０．３０％である化学組成とする。
Ｆｎ＝Ｎ−（Ｔｉ／３．４） ・・・・（１）
Ｐｃｍ＝Ｃ＋（Ｓｉ／３０）＋（Ｍｎ／２０）＋（Ｃｕ／２０）＋（Ｎｉ／６０）＋（Ｃｒ／２０）＋（Ｍｏ／１５）＋（Ｖ／１０）＋５Ｂ ・・・・（２）
【選択図】 なし

Description

本発明は、圧延素材鋼とそれを使用した圧延鋼材の製造方法に関する。
具体的には、本発明は、同じ圧延素材鋼から、板厚が５０ｍｍ未満であって引張強度が４９０ＭＰａ級の圧延鋼材、および板厚が５０ｍｍ未満であって引張強度が５５０ＭＰａ級の圧延鋼材を作り分けて製造する方法と、そのときに圧延鋼材の素材として用いる半製品としての圧延素材鋼（以下、単に「鋼」または「圧延素材」と称することもある）に関する。

さらに具体的には、本発明によれば、同一の圧延素材鋼から、板厚が５０ｍｍ未満であって引張強度が４９０ＭＰａ級の圧延形鋼、および板厚が５０ｍｍ未満であって引張強度が５５０ＭＰａ級の圧延形鋼を作り分けることができ、このようにして製造された圧延形鋼は、いずれの強度レベルであっても熱間鋸断性能、靱性及び溶接性に優れており、例えば、建築、土木さらには海洋構造物等の分野で使用される。なお、以下において、本発明の圧延鋼材の例として圧延形鋼、特に圧延Ｈ形鋼を例にとって説明する。

近年、建築物の高層化や大型化に伴って、高強度で靱性にも優れるＨ形鋼へのニーズが高まっている。すなわち、従来から、引張強度が４００ＭＰａ級（４００ＭＰａ以上５１０ＭＰａ以下）や４９０ＭＰａ級（４９０ＭＰａ以上６１０ＭＰａ以下）のＨ形鋼が用いられているが、さらに引張強度が５５０ＭＰａ級（５５０ＭＰａ以上６７０ＭＰａ以下）であって靱性にも優れるＨ形鋼が望まれている。

しかしながら、一棟のビルの建築に用いられるＨ形鋼の大部分は、従来通りの引張強度４００ＭＰａ級や４９０ＭＰａ級のＨ形鋼であり、特に高強度鋼が必要となる箇所だけに５５０ＭＰａ級のＨ形鋼が用いられるにすぎない。一方、Ｈ形鋼の素材となる圧延前の鋼片や鋼塊、つまり圧延素材鋼は、例えば転炉により一度に２００〜３００トン程度製造される。しかし、目標とする引張強度によって合金設計がされていることから、例えば５５０ＭＰa級のＨ形鋼の素材を、例えば４００ＭＰa級のＨ形鋼の製造用に使用することはできない。もちろん、４００ＭＰa級のＨ形鋼の素材を使って５５０ＭＰａ級のＨ形鋼を製造することもできない。したがって、５５０ＭＰａ級のＨ形鋼の必要量は一度に製造される量よりもかなり少ないことが多いため、鋼片又は鋼塊の余剰在庫が発生し、製造コストが大幅に上昇する。そのため、引張強度が４９０ＭＰａ級のＨ形鋼、及び引張強度が５５０ＭＰａ級のＨ形鋼のいずれの素材としても用いることが可能な多用途を有する鋼が求められている。また、ビルの建築の際には各種の溶接条件で施工できることが望ましいので、大小の入熱で溶接した場合に溶接熱影響部の靱性を安定して確保できる鋼材が求められている。

特許文献１〜４には、同一種の鋼を素材として規格が異なる複数種の鋼材を作り分ける発明が開示されている。
ＪＩＳ Ｇ ３１０６には、ＳＭ４００Ａ、ＳＭ４００Ｂ、ＳＭ４９０Ａ又はＳＭ４９０Ｂ鋼が規定されている。特許文献１には、ＪＩＳ Ｇ ３１０６に規定されたＳＭ４００Ａ又はＳＭ４００Ｂ鋼の炭素当量を０．２１〜０．２５％（本明細書では特に断りがない限り化学組成に関する「％」は「質量％」を意味するものとする）に、同じくＳＭ４９０Ａ又はＳＭ４９０Ｂ鋼の炭素当量を０．２９〜０．３７％とすることで鋼種を集約できることが開示されている。具体的製造方法としては、鋼片を１１００〜１３００℃の温度域に加熱した後に圧延を開始し、中間圧延工程のリバース圧延のパス間でフランジを水冷し、表層部の温度を７５０℃以下に冷却し、かつリバース圧延のパス間の復熱過程でフランジ表層部の温度を低温オーステナイト域ないしはオーステナイト／フェライト二相共存温度域とし、この温度域で圧延するリバース圧延工程を１回以上繰り返し、フランジの圧延平均温度９５０℃以下で総圧下量２０％以上になるように圧下し、仕上圧延工程の圧延終了後に、フランジ厚さ１２〜２４ｍｍの形鋼のときにはフランジ外側面を３〜１０℃／秒の冷却速度で、フランジ厚さ２５〜４０ｍｍの形鋼のときにはフランジ外側面を０．５〜６℃／秒の冷却速度で冷却する、制御圧延による低炭素当量圧延形鋼の製造方法である。

特許文献２には、同一規格で、フランジやウェブの寸法が様々に異なる圧延Ｈ形鋼を、同一成分系の素材を用いて製造する方法が開示されている。
特許文献３には、鋼片を加熱圧延した後、加速冷却設備によって鋼板を冷却するに際し、鋼板の所望の強度分布に応じて鋼板の冷却速度を部位毎に調整する方法が開示されている。

特許文献４には、圧延長手方向で２以上の異なる規格の強度を有する厚鋼板が開示されている。
さらに、特許文献５には、溶接の際のパス間温度を高くした多層盛り溶接鋼材とその製造方法が開示されている。

特許第２８３７０５６号明細書 特開２００１―９５０３号公報 特開昭６１―２８４５３３号公報 特開２０００―１０２８１４号公報 特開２００４―１０９７６号公報

特許文献１には、上述したように、炭素当量が変ることで、強度レベルが変ること、そして同じ強度レベルの一種類の鋼片から板厚が異なる複数種の鋼材を作り分ける発明が開示されているものの、一種類の鋼片から異なる強度レベルの鋼材を作り分ける発明は開示されていない。また、特許文献１には、引張強度が４００ＭＰａ級のＨ形鋼と引張強度が４９０ＭＰａ級のＨ形鋼については開示されているものの、引張強度が５５０ＭＰａ級のＨ形鋼は開示されていない。

特許文献２には、上述したように、同一成分系の素材を用いて同一規格でフランジやウェブの寸法が様々に異なる複数種のＨ形鋼を製造する発明が開示されているものの、異なる強度レベルのＨ形鋼を作り分けることは開示されていない。また、Ｃ含有量が０．００１〜０．０３０％と低いため、高強度を得るためには、合金元素の添加が不可避となり、コスト増加となる。

特許文献３には、上述したように、鋼板の所望の強度分布に応じて鋼板の冷却速度を部位毎に調整して非調質高張力鋼板を製造する方法が、また、特許文献４には、上述したように、圧延長手方向で２以上の異なる規格の強度を有する厚鋼板が開示されている。しかし、いずれも、部位毎に強度を変えた強度テーパ付き鋼板に関する。同一素材から強度レベルの異なった圧延鋼材を作り分けるという技術課題について何一つ明らかにすることはない。まして圧延形鋼の製造に適した高温のスラブ加熱温度、小さな冷却速度において鋼材を製造することは全く予測できない。しかも、その場合にあっても、安定して良好な強度、靱性を確保することがまったく予測できず、むしろそのようなことは難しいと考えられる。また、大入熱あるいは小入熱で溶接した場合に溶接熱影響部の靱性を安定して確保することが難しい可能性がある。

さらに、特許文献５には、上述したように、溶接の際のパス間温度を高くした多層盛り溶接鋼材とその製造方法が開示されているが、１種類の鋼から異なる強度レベルの鋼材を作り分けることは開示されていない。また、大入熱及び小入熱のいずれかで溶接した場合に溶接熱影響部の靱性を安定して確保することが難しい可能性がある。

ここに、本発明の目的は、板厚さが５０ｍｍ未満であって、引張強度が４９０ＭＰａ級の圧延鋼材及び引張強度が５５０ＭＰａ級の圧延鋼材のいずれの素材としても用いることが可能な半製品としての鋼と、この鋼を素材として用いて上記二種の圧延鋼材を作り分ける方法とを提供することである。

本発明の目的は、より具体的には、例えば、建築、土木さらには海洋構造物等の分野で使用される圧延形鋼、代表例として圧延Ｈ形鋼の圧延素材として好適な鋼を提供することであり、さらに、当該鋼を使用して、圧延後の熱間鋸断性能、靱性及び溶接性（溶接割れ感受性、溶接熱影響部の靱性など）に優れる、引張強度が４９０ＭＰａ級、および引張強度が５５０ＭＰａ級の鋼材（特に圧延Ｈ形鋼）を作り分ける方法を提供することである。

ここに、本発明者らは、（ｉ）Ｃ：０．１１〜０．２０％と比較的低Ｃ含有量としても、（ｉｉ）Ｓｉ：０．０１〜０．６０％、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ｔｉ：０．００５％〜０．０４％、Ｂ：０．０００５％〜０．００３０％、と特定範囲に制限するとともに、（ｉｉｉ）強化元素として、それぞれ少量のＣｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｂの少なくとも１種を含有させ、さらに、好ましくは、（ｉｖ）組織の微細化を図ることで、これらの（ｉ）ないし（ｉｉｉ）の組み合わせによる相乗効果、さらにそれに加えて（ｉｖ）との相乗効果により、高価な合金元素の配合割合をそれほど増加させることなく、ベイナイト面積率を変えた焼入れ組織とすることで目的とする高強度を確保でき、一方、放冷することで強度向上を抑えることもでき、同時に、比較的低Ｃ含有量であることから所要の溶接特性も実現できることを知り、本発明を完成した。

本発明に係る鋼は、圧延後の熱間鋸断性能、靱性、及び溶接性に優れており、建築、土木、海洋構造物等の分野で使用される圧延鋼材、特に、Ｈ形鋼、Ｔ形鋼、Ｉ形鋼、山形鋼、溝形鋼、平鋼、鋼矢板など圧延形鋼の圧延素材として好適である。

本発明にかかる上記鋼を圧延素材として用いることで、板厚が５０ｍｍ未満であって引張強度が４９０ＭＰａ級の第１の圧延鋼材と、板厚が５０ｍｍ未満であって引張強度が５５０ＭＰａ級の第２の圧延鋼材とを比較的容易に作り分けることができる。

ここに、４９０ＭＰａ級の第１の圧延鋼材の強度レベルは、実際の生産上からは引張強度で４９０ＭＰａ以上６１０ＭＰａ以下の範囲にわたり、一方、引張強度が５５０ＭＰａ級の第２の圧延鋼材の強度レベルは、引張強度で５５０ＭＰａ以上６７０ＭＰａにわたる。このような強度レベルには一部重複する領域が存在する。したがって、本発明における強度レベルの異なる圧延鋼材の作り分けは、同一圧延素材から出発して、実質上強度レベルとして明確に区別できる２種または２種以上の圧延鋼材を製造することを云うのであるが、しかし、本発明ではそのような強度レベルの圧延鋼材は鋼組織が異なることに由来するものであるから、本発明における作り分けは、本質的には、そのような異なった鋼組織を作り分ける趣旨である。つまり、同一引張強度であっても、それぞれ第１の、第２の圧延鋼材のもつ鋼組織を実現するものであれば、「作り分け」というのである。

以下、本明細書では、説明を簡便にするために、そのような作り分けを、単に、「引張強度４９０ＭＰａ級の第１の圧延鋼材」と、「引張強度５５０ＭＰａ級の第２の圧延鋼材」との作り分けと称する。

本発明に係る鋼の化学組成、圧延鋼材のミクロ組織、板厚及び機械特性、ならびに圧延鋼材の製造方法について詳述する。

１．鋼の化学組成
Ｃ：０．１１％以上０．２０％以下
Ｃは、母材及び溶接部の強度を高める作用を有する。また一般にＣ含有量が高いほうが冷却速度の増加に伴う強度の増加量が大きく、冷却速度の変化により異なる強度レベルの第１の圧延鋼材及び第２の圧延鋼材を作り分けることが容易となる。一方で、Ｃ含有量が多くなると、母材及び溶接部の靱性低下が著しくなり、また溶接割れが多くなる。しかしながら、強度および靱性には、Ｃ含有量のみならず、後述する他の元素の含有量、及び各種製造条件との組合せによる影響を受ける。

本発明で規定するＣ含有量の０．１１％以上、０．２０％以下という範囲は、ベイナイト面積率が０％以上３０％以下、板厚が５０ｍｍ未満である引張強度４９０ＭＰａ以上６１０ＭＰａ以下の引張強度４９０ＭＰa級の第１の圧延鋼材、及び、ベイナイト面積率が４０％以上１００％以下、板厚が５０ｍｍ未満である引張強度が５５０ＭＰａ以上６７０ＭＰａ以下の引張強度５５０ＭＰa級の第２の圧延鋼材の製造を前提としており、本発明で規定する範囲の他の元素の含有量、及び各種製造条件において、いずれの場合にも良好な特性が得られる。

Ｃ含有量が０．１１％未満では強度を高める効果が充分ではない。一方、Ｃ含有量が多くなり、特に、Ｃの含有量が０．２０％を超えると、母材及び溶接部の靱性低下が著しくなり、また溶接割れが多くなる。より大きな効果を得るために、Ｃ含有量の下限は０．１３％以上、さらには０．１５％以上とするのが好ましい。その上限は、０．１９％以下とすることが好ましく、０．１８％以下とすることがより望ましい。

Ｓｉ：０．０１％以上０．６０％以下
Ｓｉは、特に引張強度が４９０ＭＰａ級の第１の圧延鋼材において母材の強度を確保する作用を有する。しかしながら、その含有量が０．０１％未満ではこのような効果に乏しい。一方、Ｓｉ含有量が多くなり、特に、Ｓｉ含有量が０．６０％を超えると、母材及び溶接部の靱性低下が著しくなり、また溶接割れが多くなる。より大きな効果を得るために、Ｓｉ含有量の下限は、０．１０％以上が好ましく、０．２０％以上とするのがより望ましい。その上限は、０．５０％以下とすることが好ましく、０．４０％以下とすることがより望ましい。

Ｍｎ：０．５％以上２．０％以下
Ｍｎは、母材及び溶接部の強度と靱性を確保する上で不可欠な元素である。しかしながら、Ｍｎ含有量が０．５％未満ではこのような効果を得られない。一方、Ｍｎ含有量が２．０％を超えると、母材及び溶接部の靱性低下が著しくなり、また溶接割れが多くなる。より大きな効果を得るために、Ｍｎ含有量の下限は１．０％以上、より好ましくは１．３％以上とするのが望ましい。その上限は、１．７％以下とすることが好ましく、１．５％以下とすることがより望ましい。

Ｔｉ：０．００５％以上０．０４％以下
Ｔｉは、鋳造した鋼の表面性状を改善する上で有用である。また、Ｔｉには、母材及び溶接部の靱性を高める作用もある。しかしながら、Ｔｉ含有量が０．００５％未満ではこのような効果を十分に得られない。一方、Ｔｉ含有量が０．０４％を超えると母材の靱性低下が顕著になる。より大きな効果を得るために、Ｔｉ含有量は０．００６％以上０．０３％以下とすることが好ましく、０．００７％以上０．０２％以下とすることがより望ましい。

本発明においてはそのような範囲に限定されるＴｉであるが、後述するように、さらに、Ｎ含有量との関係を規定して、組織微細化を実現することで、いずれの強度レベルの圧延鋼材においても所要の靭性が確保できるのである。

Ｂ：０．０００５％以上０．００３０％以下
Ｂは、母材及び溶接部の強度と靱性を確保する上で有用である。Ｂ含有量が０．０００５％未満ではこのような効果を十分に得られない。一方、Ｂ含有量が０．００３０％を超えると母材の靱性低下が顕著になる。より大きな効果を得るために、Ｂ含有量は０．０００７％以上０．００２５％以下とすることが好ましく、０．０００９％以上０．００２０％以下とすることがより望ましい。

ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５％以上０．０９０％以下
Ａｌは、製鋼時の脱酸に有効な元素である。しかしながら、ｓｏｌ．Ａｌ（酸可溶Ａｌ）含有量が０．００５％未満ではこのような効果を十分に得られない。一方、ｓｏｌ．Ａｌ含有量が０．０９０％を超えると、介在物の生成量が多くなって母材及び溶接部の靱性劣化が著しくなる。より大きな効果を得るために、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は０．００７％以上０．０６０％以下とすることが好ましく、０．０１０％以上０．０４０％以下とすることがより望ましい。

Ｎ：０．００２０％以上０．００９０％以下
Ｎは、ＴｉＮやＢＮなどの析出物を形成し、これらの析出物が微細な場合には、高温加熱時のオーステナイト粒の粗大化を抑制し、母材と溶接部の靱性を高めることに寄与する。しかしながら、Ｎ含有量が０．００２０％未満ではこのような効果を十分に得られない。一方、Ｎ含有量が０．００９０％を超えると、母材と溶接部の靱性低下が大きくなる。より大きな効果を得るために、Ｎ含有量は０．００３０％以上０．００８０％以下とすることが好ましく、０．００４０％以上０．００７０％以下とすることがより望ましい。

本発明において、母材及び溶接部の強度と靱性を確保するために、さらに、以下に述べるＣｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｂのうちの１種または２種以上を含有させる。
Ｃｕ：０．０１％以上１．５％以下
Ｃｕは、母材及び溶接部の強度と靱性を確保する上で有用である。Ｃｕ含有量が０．０１％未満ではこのような効果を十分に得られない。一方、Ｃｕ含有量が１．５％を超えると、熱間加工時に割れが生じやすくなるし、また、母材及び溶接部の靱性劣化が顕著になり易い。Ｃｕ含有量は０．０５％以上０．６％以下とすることが好ましく、０．１０％以上０．４％以下とすることがより望ましい。

Ｎｉ：０．０１％以上１．５％以下
Ｎｉは、母材及び溶接部の強度と靱性を確保する上で有用である。Ｎｉ含有量が０．０１％未満ではこのような効果を十分に得られない。一方、Ｎｉ含有量が１．５％を超えると鋳造した鋼の表面疵が著しくなり易い。Ｎｉ含有量は０．０５％以上１．０％以下とすることが好ましく、０．１％以上０．５％以下とすることがより望ましい。また、Ｃｕ含有量による熱間加工時の割れを防止するため、Ｃｕ含有量の３０％以上のＮｉを含有させることが好ましく、Ｃｕ含有量の５０％以上のＮｉを含有させることがより望ましい。

Ｃｒ：０．０１％以上１．５％以下
Ｃｒは、母材及び溶接部の強度を確保する上で有用である。Ｃｒ含有量が０．０１％未満ではこのような効果を十分に得られない。一方、Ｃｒ含有量が１．５％を超えると溶接割れが顕著になる。Ｃｒの含有量は０．０５％以上１．０％以下とすることが好ましく、０．１％以上０．５％以下とすることがより望ましい。

Ｍｏ：０．０１％以上１．５％以下
Ｍｏは、母材及び溶接部の強度を確保する上で有用である。Ｍｏ含有量が０．０１％未満ではこのような効果を十分に得られない。一方、Ｍｏ含有量が１．５％を超えると溶接割れが顕著になる。Ｍｏの含有量は０．０２％以上１．０％以下とすることが好ましく、０．０３％以上０．５％以下とすることがより望ましい。

Ｖ：０．００１％以上０．１０％以下
Ｖは、母材の強度を確保する上で有用である。Ｖ含有量が０．００１％未満ではこのような効果を十分に得られない。一方、Ｖ含有量が０．１０％を超えると母材の靱性低下が顕著になる。Ｖ含有量は０．００５％以上０．０８％以下とすることが好ましく、０．０３％以上０．０６％以下とすることがより望ましい。

Ｎｂ：０．００１％以上０．１００％以下
Ｎｂは、母材の強度及び靱性を向上させる上で有用である。Ｎｂ含有量が０．００１％未満ではこのような効果を十分に得られない。一方、Ｎｂ含有量が０．１００％を超えると、溶接部靱性の著しい低下を招く。Ｎｂ含有量は０．００３％以上０．０５％以下とすることが好ましく、０．００５％以上０．０２０％以下とすることがより望ましい。

Ｐ：０．０３％以下
Ｐは、不純物として鋼中に存在する元素で、靱性の低下をきたし、また、溶接時に高温割れを生じさせる。特に、その含有量が０．０３％を超えると、靱性の低下と溶接時の高温割れの発生が著しくなり易い。Ｐ含有量は少ないほど望ましいため、その下限は特に規定するものではない。Ｐ含有量は０．０２％以下とすることが望ましい。

Ｓ：０．０１５％以下
Ｓは、母材及び溶接部の靱性劣化を招く。特に、その含有量が０．０１５％を超えると、母材及び溶接部の靱性劣化が著しくなり易い。Ｓは少ないほど望ましい不純物であるため、その下限は特に規定されない。Ｓ含有量は０．００１０％以下とすることが好ましく、０．０００５％以下とすることがより望ましい。

Ｔｉ量とＮ量の比（Ｔｉ／Ｎ）：１．０以上３．０以下
母材及び溶接部において、ＴｉＮ等の微細な窒化物による靱性改善効果を確保するために、Ｔｉ含有量とＮ含有量との比（Ｔｉ／Ｎ）を１．０以上３．０以下とする。当該比１．０以上は靭性改善に必要であるが、３．０を超えると、窒化物生成量が少なくなり、組織微細化による靭性改善効果が期待できなくなる。

Ｆｎ：０．００１０％以上０．００４０％以下
ただし、Ｆｎ＝Ｎ−（Ｔｉ／３．４） ・・・・（１）
（１）式中の元素記号は、その元素の質量％での鋼中含有量を表す。

母材及び溶接部において、ＴｉＮ等の微細な窒化物による靱性改善効果を確保するために、また後述する析出Ｂ量を制御するために、上記（１）式で計算されるＦｎの値を０．００１０％以上０．００４０％以下とする。Ｆｎは、比（Ｔｉ／Ｎ）と同様に、微細窒化物の生成量を規定する因子であり、窒化物生成元素のＴｉが固溶状態で含有されているか、窒化物として析出しているかの指標である。なお、Ｆｎ式の値が「−」であることは、Ｔｉが過剰量存在していることを意味する。Ｆｎの値を０．００１５％以上０．００３０％以下とすることがより望ましい。

Ｐｃｍ：０．２０％以上０．３０％以下
ただし、Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ ・・・・（２）
（２）式中の元素記号は、その元素の質量％での鋼中含有量を表す。

上記式（２）は溶接割れ感受性指数として知られる式であるが、本発明においては母材の特性を良好にするために有用なパラメータである。Ｐｃｍの値が０．２０％未満では、目標とする母材強度の確保が難しい。一方、Ｐｃｍの値が０．３０％を超えると母材強度が高くなりすぎたり、母材靱性の低下も起こり易くなったりする。また、溶接割れが起こり易くなる。Ｐｃｍの値は０．２３％以上０．２９％以下とすることがより望ましい。

本発明の鋼に含有されるその他の元素としては、Ｏ（酸素）、Ｃａ，ＲＥＭ、Ｍｇなどが挙げられる。
Ｏ（酸素）は、鋼中に含まれる不純物である。Ｏ含有量が多くなり過ぎると母材及び溶接部の靱性や延性の著しい低下を招くため、Ｏ含有量を０．００４％以下とすることが好ましく、０．００２％以下とすることがより望ましい。

Ｃａ及びＲＥＭは、硫化物（特にＭｎＳ）の形態を制御し、低温靱性や耐水素割れ性能を向上させるのに有効な元素であるので、所望により少なくとも１種含有させてもよい。ただし、Ｃａ、ＲＥＭの含有量が過剰な場合、Ｃａおよび／またはＲＥＭを含む介在物が粗大化し、クラスター化することがあり、鋼の清浄度を害し、溶接性にも悪影響を及ぼすことがある。このため、Ｃａ量及びＲＥＭ量の上限は、それぞれ、０．０１％以下及び０．０２％以下とすることが好ましい。特に溶接性の観点よりＣａの含有量の上限は０．００６％以下にすることが好ましい。上記の効果を得るためには、Ｃａは０．０００５％以上、ＲＥＭは０．００１％以上含有させるのが好ましい。なお、ＲＥＭは、Ｓｃ、Ｙおよびランタノイドの合計１７元素の総称であり、これらの元素から選択される１種以上を含有させることができる。ＲＥＭの含有量は上記元素の合計量を意味する。

Ｍｇは、微細に分散した酸化物を形成し、溶接熱影響部のオーステナイト粒径の粗大化を抑制して低温靭性を向上させる効果を発揮する。この効果を得るために、所望によりＭｇを含有させてもよい。ただし、０．００８％を超えるＭｇを含有させると、粗大な酸化物を生成し靭性を劣化させることがある。このため、Ｍｇを含有させる場合には、その含有量を０．００８％以下とする。なお、上記の効果を得るためには、Ｍｇを０．０００５％以上含有させるのが好ましい。
鋼の化学組成として、上記以外の残部は、Ｆｅおよび不純物である。

２．圧延鋼材のミクロ組織
鋼材が常温に達した時のベイナイト面積率を、引張強度が４９０ＭＰａ級の第１の圧延鋼材（放冷材）では０％以上３０％以下、必要により１５％以下とするとともに、引張強度が５５０ＭＰａ級の第２の圧延鋼材（加速冷却材）では４０％以上１００％以下、必要により５０％以上１００％以下とする。第１の圧延鋼材（放冷材）でベイナイト面積率が３０％を超えると、強度が過剰となり易いため、４９０ＭＰａ級の第１の圧延鋼材、及び５５０ＭＰａ級の第２の圧延鋼材の作り分けが困難になる。一方、第２の圧延鋼材（加速冷却材）でベイナイト面積率が４０％未満であると強度不足となり易いため、やはり４９０ＭＰａ級の第１の圧延鋼材、及び５５０ＭＰａ級の第２の圧延鋼材の作り分けが困難になる。

第１の圧延鋼材の場合、放冷材ということから、好ましくはベイナイトが存在するとしてその割合は３０％以下、より好ましくは１５％以下、を占めるベイナイト以外の組織は、ベイナイトが存在しない場合も含めて、主として、フェライト、及びパーライトであることが望ましい。マルテンサイト組織が一部現れてもよい。

第２の圧延鋼材の場合、４０〜１００％、必要により５０％以上を占めるベイナイト以外の組織は、加速冷却材であることから、ベイナイト以外の組織は、それらが存在する場合、フェライト、パーライトが生成してもよく、場合によっては、マルテンサイトを比較的多く含む組織としてもよい。

なお、ベイナイト面積率の代わりにマルテンサイト面積率を大きくすることによっても高強度が得られるが、良好な靱性を確保することが難しくなり易い。
本発明における強度レベルの異なる圧延鋼材の作り分けは、冷却条件によって、具体的には放冷材として、また加速冷却材として実現するものであって、その指標としての上述のようなベイナイト面積率が実現されて目的強度が発揮できれば、ベイナイト以外の組織については特に限定されない。

組織の種類は、光学顕微鏡や電子顕微鏡を用いて観察することができる。ここで、ある組織の比率とは、観察視野の面積に対するその組織の面積割合をいう。
なお、組織の比率は、第１の圧延鋼材及び第２の圧延鋼材それぞれの断面において、その断面の平均値としての比率で判断することが望ましい。

便宜的には、第１の圧延鋼材及び第２の圧延鋼材それぞれの厚さ方向、幅方向、長さ方向、それぞれ１／４または１／２などの代表的な位置において、光学顕微鏡や電子顕微鏡でその鋼材の代表的な組織写真を撮影し、その組織写真から鋼の組織をフェライト、パーライト、ベイナイト、マルテンサイト（ここでは、焼戻しマルテンサイト、及び島状マルテンサイトを含めることとする）に分類し、組織の面積率を求めるとよい。

３．圧延鋼材の板厚
本発明により製造される、引張強度が４９０ＭＰａ級の第１の圧延鋼材の板厚、及び引張強度が５５０ＭＰａ級の第２の圧延鋼材の板厚は、いずれも５０ｍｍ未満である。なお、板厚の下限は約６ｍｍである。

本発明では、同一圧延素材から熱間圧延後の冷却制御によって強度レベルの異なる圧延鋼材を作り分けているため、板中心においても冷却速度の制御が行われるように、板厚さを５０ｍｍ未満に制限する。あまり厚い鋼板では板表面温度と板中心温度とを同時には制御できないからである。

４．圧延鋼材の機械特性
本発明により製造される第１の圧延鋼材の引張強度が４９０ＭＰａ級であるとは、引張強度が４９０ＭＰａ以上６１０ＭＰａ以下であることを意味し、それを実現するためにベイナイト面積率を０％以上、３０％以下に規定する。また、引張強度が５５０ＭＰａ級であるとは、引張強度が５５０ＭＰａ以上６７０ＭＰａ以下であることを意味し、それを実現するためにベイナイト面積率を４０％以上、１００％以下に規定する。
また、第１の圧延鋼材及び第２の圧延鋼材それぞれの、０℃におけるシャルピー吸収エネルギーはいずれも１００Ｊ以上である。

５．析出Ｂ量
本発明の好適態様において、上記の鋼材の特徴に加えてさらに、析出Ｂ量として、０．０００２％以上０．００３０％以下となる量でＢを含有させることによって、後述する第１、第２の溶接条件のいずれにおいても溶接熱影響部の０℃でのシャルピー吸収エネルギーを７０Ｊ以上とすることがより確実となる。析出Ｂ量が０．０００２％未満では効果が乏しい。また０．００３０％を超える場合には、かえって靱性改善効果が得られない。このように析出Ｂ量を制御するためには、上述したＦｎ値の制御を行う。

なお、析出Ｂ量は、鋼材の代表的な位置、すなわち本発明においては（Ｈ形鋼などではフランジ部の）板厚方向１/４位置、板幅方向１／２位置において採取した試験片を電解抽出残さ分析などにより測定することができる。

６．溶接条件及び溶接熱影響部の特性
本発明は、１種類の素材から異なる引張強度の鋼材を製造することに係るものであるが、さらに、異なる溶接条件で溶接した場合においても良好な溶接部性能が得られるという特徴を有する。この特徴を明確化するために、溶接入熱４０ｋＪ／ｃｍ以下、最高パス間温度３５０℃以下の第１の溶接条件と溶接入熱５０ｋＪ／ｃｍ以上、最高パス間温度３６０℃以上の第２の溶接条件のいずれにおいても溶接熱影響部の０℃でのシャルピー吸収エネルギーが７０Ｊ以上を有することとした。

７．製造条件
本発明に係る製造方法によって、引張強度が４９０ＭＰａ級の第１の圧延鋼材、及び５５０ＭＰａ級の第２の圧延鋼材を、効率的かつ安定して作り分けることが可能である。

すなわち、上記化学組成を有する鋼、つまり、本発明で規定する化学組成を有する鋼を、例えば、転炉で溶製し、連続鋳造法によってスラブに鋳造する。そして、第１の圧延鋼材を製造するか、あるいは、第２の圧延鋼材を製造するかに基づいて、
（ｉ）第１の圧延鋼材を製造する場合には、鋳造された１種類のスラブを用いて、以下に説明する条件で、例えば、スラブの加熱、孔型圧延を用いた粗圧延、エッジャー圧延機及び粗ユニバーサル圧延機を用いた中間圧延並びに仕上ユニバーサル圧延機を用いた仕上圧延からなる熱間圧延を行い、８００℃以上の温度で熱間圧延を終了し、鋼材の温度が常温に達するまでの一部の温度域、例えば３００℃までを１℃／ｓ未満の速度で冷却（例えば放冷）することによって、引張強度が４９０ＭＰａ級の第１の圧延鋼材（例：圧延Ｈ形鋼）を製造でき、
（ｉｉ）第２の圧延鋼材を製造する場合には、鋳造された同じ組成成分のスラブを用いて、以下に説明する条件で、例えば、スラブの加熱、孔型圧延を用いた粗圧延、エッジャー圧延機及び粗ユニバーサル圧延機を用いた中間圧延並びに仕上ユニバーサル圧延機を用いた仕上圧延からなる熱間圧延を行い、８００℃以上の温度で熱間圧延を終了し、鋼材の温度が常温に達するまでの一部の温度域、例えば３００℃までを１℃／ｓ以上の速度で冷却することによって、引張強度が５５０ＭＰａ級の第２の圧延鋼材（例：圧延Ｈ形鋼）を製造できる。

このように本発明にかかる圧延素材を使用することによって、同一圧延素材から、上述の第１の圧延鋼材と第２の圧延鋼材とを効率的にかつ安定して作り分けることが可能になる。以下、各工程を説明する。

（１）熱間圧延工程
本発明に係る化学組成を有する鋼片又は鋼塊を所定の形状及び寸法に熱間圧延する。
以下の説明において、温度は、特に言及がなければ、鋼の表面温度を意味する。なお、圧延ロールとの接触による抜熱や加速冷却などによって鋼の表面温度が下がった後に復熱する場合には、復熱後の表面温度を意味する。

Ａ）加熱温度：１２００℃以上１３５０℃以下
加熱温度を１２００℃以上とすることにより熱間加工が容易になるとともに、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ等が基地に固溶して引張強度の増加の効果が得られる。また、加熱温度を１３５０℃以下とすることによって結晶粒の粗大化が比較的抑制され、良好な靱性の確保に寄与する。このため、鋼片又は鋼塊の加熱温度は１２００℃以上１３５０℃以下とすることが望ましい。加熱温度を１２００℃以上１３３０℃以下とすることが好ましく、１２３０℃以上１３２０℃以下とすることがより望ましい。

Ｂ）加熱時間：１時間以上
昇温時間及び保持時間の合計を加熱時間とする。加熱時間が短すぎると表面温度は高くても鋼の内部温度が低いために、引張強度の増加の効果が得られない可能性がある。そのため、加熱時間を１時間以上とすることが望ましい。なお、加熱時間は長すぎると組織の粗大化によって靱性の低下を生じる可能性があるため、加熱時間は１０時間以下とすることが望ましい。望ましい加熱時間は２時間以上６時間以下である。

Ｃ）９５０℃以下での累積圧下率：５０％以上
９５０℃以下での累積圧下率を大きくすることによって、オーステナイト相に残留ひずみが与えられ、相変態後の組織が微細になるため、良好な靱性を得ることができる。一般にＣ含有量の増加によって靱性が劣化するが、９５０℃以下での累積圧下率を増加させることによって、鋼材の靱性を良好にすることが可能である。この効果を得るために、９５０℃以下での累積圧下率を５０％以上とすることが望ましい。９５０℃以下での累積圧下率を６０％以上とすることがより望ましい。

ここで、「９５０℃以下での累積圧下率」とは、｛（９５０℃に達した時点の厚さ）−（最終厚さ）｝／（９５０℃に達した時点の厚さ）×１００（％）を意味する。
Ｄ）９５０℃超１０５０℃以下での累積圧下率：１０％以上
９５０℃以下での累積圧下率を５０％以上とすることに加えて、９５０℃超１０５０℃以下での累積圧下率を１０％以上とすることによって、オーステナイト相の再結晶による細粒化や残留ひずみによって相変態後の組織が微細となって、靱性がより良好になる。さらに好ましくは、このときの累積圧下率は２０％以上である。

しかし、さらに高温、例えば１２５０℃での圧下でオーステナイト相を再結晶させても、粒成長が速いために細粒化が難しい。
ここで、「９５０℃超１０５０℃以下での累積圧下率」とは、｛（１０５０℃に達した時点の厚さ）−（９５１℃に達した時点の厚さ）｝／（１０５０℃に達した時点の厚さ）×１００（％）を意味する。

Ｅ）圧延仕上温度：８００℃以上
圧延終了温度が８００℃よりも低い場合には、熱間圧延後の加速冷却前にフェライト変態が進行し易いため、所望のミクロ組織と引張強度とを確保することが困難になる。このため、本発明では圧延仕上温度を８００℃以上とするのが好ましい。

一方、圧延仕上温度が９５０℃よりも高い場合には、良好な靱性を確保することが困難になり易いので、圧延仕上温度は９５０℃以下であることが望ましい。
より好ましくは、圧延仕上温度は８００℃以上９００℃以下、さらに好ましくは、８２０℃以上８７０℃以下である。

Ｆ）圧延パス数：１０パス以上
圧延パス数が少ないと圧延荷重が高くなり、鋼材の形状制御が難しくなる。また、温度測定及び温度制御を行う機会が減るため、性能がばらつき易くなり、良好な強度−伸びバランスや靱性が確保できない可能性が高くなる。したがって、圧延パス数は１０パス以上とすることが望ましく、１４パス以上とすることがより望ましい。

（２）１℃／ｓ未満の速度で冷却する工程
上述した圧延工程によって得られた熱間圧延鋼材を冷却する工程において、熱間圧延終了後、鋼材の温度が３００℃に達するまでの冷却速度を、１℃／ｓ未満（例：放冷、すなわち大気中に放置して冷却）とすることによって、熱間鋸断性能、靱性、及び溶接性に優れる引張強度が４９０ＭＰａ級の第１の圧延鋼材（例：圧延Ｈ形鋼）を製造することができる。３００℃から常温までの範囲で冷却速度が変化しても、本発明に係る最終製品としての圧延鋼材の強度はほとんど変化しない。このときの「冷却速度」は、放冷速度であるから、放冷開始温度から３００℃までの平均冷却速度を意味する。

（３）加速冷却による冷却工程
上述した圧延工程を行って得られた熱間圧延鋼材を冷却する工程において、鋼材の温度を１℃／ｓ以上の速度で加速冷却することによって、靱性、及び溶接性に優れる引張強度が５５０ＭＰａ級の第２の圧延鋼材（例：圧延Ｈ形鋼）を製造することができる。

ここで、上記冷却速度は、熱間圧延終了後、３００℃に至るまでの温度領域、より特定的には、強制冷却を開始するときの温度（冷却開始温度）とそれを停止するときの温度（冷却停止温度）との温度領域における平均冷却速度である。かかる温度領域には、加速冷却の効果を確実に得るために、７５０℃から６９０℃の温度区間が含まれることが望ましい。加速冷却の開始温度や停止温度については後述する。

Ａ）加速冷却速度：１℃／秒以上
この加速冷却は、引張強度や靱性を高める目的で実施する。強度改善のためにＣ含有量を高めたり、他の強化元素の含有量を増加させたりする場合に、今度は、靱性が劣化してしまうときがある。そのようなときに、強度を改善すると同時に靱性を劣化させてしまう元素の含有量を抑制して、その代わりに、加速冷却を適用することによって、鋼材の靱性を良好にすることができる。この効果を得るために、加速冷却速度を１℃／秒以上とすることが望ましい。一方、加速冷却速度が大きすぎる場合には靱性の劣化、さらには曲がりや反りといった形状の悪化を招くため、加速冷却速度は２０℃／秒以下とすることが望ましく、１０℃／秒以下とすることがさらに望ましい。

より大きな効果を得るために、加速冷却速度を４℃／秒以上、かつ下記式（３）で計算されるＡｃｒ値（℃／秒）以下とすることがさらに望ましい。なお、（３）式においてｔは冷却部の板厚（ｍｍ）を表す。

Ａｃｒ＝３００／ｔ ・・・・（３）
加速冷却される鋼材の表面は、加速冷却に用いられる水（あるいは他の液体）との熱伝達により速く冷却される。一方、鋼材の内部は鋼の熱伝導で冷却されるため、比較的遅く冷却されるので、鋼材の厚さが大きくなると鋼材の表面と内部との冷却速度差が顕著となる。そのため、急速冷却を採用する場合、速く冷却される表面近傍では靱性劣化が顕著になる可能性がある。そのような場合、Ａｃｒ値を基準とすることにより、表面と内部との冷却速度差を比較的小さくし、ひいては表面と内部との機械的特性の差を小さくすることが可能になる。

ここに、上記の加速冷却速度とは、加速冷却開始温度と加速冷却停止温度との差を、加速冷却開始から加速冷却停止までの時間で除した、いわゆる平均冷却速度をいう。なお、加速冷却停止温度とは復熱後の表面温度をもって定める。

加速冷却は、間欠的に行っても良い。例えば、水のスプレー装置に鋼が出入りすることによって、鋼の表面で水冷と空冷が繰り返されてもよい。その場合、加速冷却開始温度は最初の水冷の開始温度であり、加速冷却停止温度は最後の水冷の停止温度である。そのときの加速冷却速度とは、最初の水冷の開始温度と最後の水冷の停止温度との差を、最初の水冷の開始から最後の水冷の停止までの時間で除したものをいう。

Ｂ）加速冷却開始温度：７５０℃以上８５０℃以下
加速冷却開始温度が８５０℃よりも高い場合には、良好な靱性を確保することが困難になるおそれがあるとともに、加速冷却開始温度が７５０℃よりも低い場合には、所望の引張強度特性を確保することが困難になるおそれがあるので、良好な強度と靱性を得るためには、加速冷却開始温度は７５０℃以上８５０℃以下、より望ましくは、７８０℃以上８３０℃以下である。

Ｃ）加速冷却停止温度：３００℃以上６９０℃以下
加速冷却停止温度が６９０℃よりも高い場合には、所望の強度と靱性を確保することが困難になるおそれがあるとともに、加速冷却停止温度が３００℃よりも低い場合には、水素割れが生じやすくなる可能性があるので、加速冷却停止温度は３００℃以上６９０℃以下とすることが望ましい。また、加速冷却停止温度の低下や板厚の増加によって熱間鋸断性能は低下する傾向がある。熱間鋸断を行う場合には、加速冷却停止温度を５５０℃以上とすることが望ましい。なお、より良好な強度と靱性を得るために、加速冷却停止温度の上限は６５０℃以下とすることがより望ましい。

加速冷却を停止した後は、上記の加速冷却速度よりも小さな速度で常温（室温）まで冷却すればよい。例えば、架台の上で放冷すればよい。
本発明の製造方法においては、好ましくは、降伏比を小さくするため、加速冷却後の圧延鋼材に対して４００℃以上の熱処理を実施しない。

実施例を参照しながら、本発明をより具体的に説明する。
表１に示す化学組成を有する鋼を真空溶解炉により溶製し、鋳型に鋳込んで１８０ｋｇの鋼塊とした。鋼１、２、３、７、８は化学組成が本発明で規定する範囲にある本発明例の鋼であり、鋼４、５、６、９は化学組成が本発明で規定する範囲を外れる比較例の鋼である。

上記の各鋼塊を９５０℃〜１２５０℃で熱間鍛造して、厚さ１００ｍｍの鋼片を作製した。なお、熱間鍛造後の冷却は大気中での放冷とした。
このようにして得た鋼片について、下記圧延条件で熱間圧延を行った。常温からそれぞれの加熱温度にほぼ１時間で昇温し、この温度でさらに１時間以上保持した。したがって、このときの加熱時間は２時間以下、６時間は越えなかった。

圧延条件：
いずれの板Ｎｏ．も９５０℃以下での累積圧下率は５０％以上、９５０℃超１０５０℃以下での累積圧下率は１０％以上、圧延パス数は１４パス以上、加速冷却後の熱処理なし。

こうして所定の時間加熱した鋼片に熱間圧延を行って、板番号１〜１６の圧延鋼材（熱延鋼板）とし、板番号１、２、４、５、７、１１、１２、１４については、同じく表２に示す加速冷却条件で、水、及び水溶性焼入油を使用した加速冷却を行った。加速冷却終了後は、大気中に取り出して常温（室温）まで放冷した。

一方、板番号３、６、８、９、１０、１３、１５、１６については、熱間圧延終了後に常温まで大気中で放冷した。

このようにして得た各熱延鋼板について、熱間鋸断性能、ミクロ組織、析出Ｂ量、母材の機械的特性（引張特性、及びシャルピー特性）、及び溶接熱影響部の衝撃特性を調査した。
結果は表３にまとめて示す。

熱間鋸断性能は、加速冷却直後（加速冷却を行わない場合は圧延後すぐ）に、回転鋸による鋸断容易度を評価した。
ミクロ組織は、各熱延鋼板の厚さ方向１／４、幅方向１／２、長さ方向１／２となる位置から試験片を採取し、圧延方向と板厚方向を含む面で鏡面研磨した後、ナイタールで腐食し、倍率を１００倍又は５００倍として光学顕微鏡観察、及びより高倍率の走査型電子顕微鏡観察を行うことにより、組織を調査した。

析出Ｂ量は、各熱延鋼板の厚さ方向１／４、幅方向１／２、長さ方向１／２となる位置から試験片を採取し、テトラメチルアンモニウムクロライド１％、アセチルアセトン１０％を含有するメタノール溶液を電解液とする電解抽出残さ分析を行って測定した。

母材の引張試験は、平行部の直径が８．５ｍｍ、標点距離４２．５ｍｍの丸棒引張試験片を用いて室温で行い、０．２％耐力（ＹＰ）及び引張強度（ＴＳ）を測定した。
なお、上記の引張試験片は、鋼板の幅方向中央部において、板厚方向中央部から圧延方向（すなわち、鋼板の長さ方向）と平行に採取した。

母材のシャルピー試験は、板厚方向中央部から圧延方向と平行にＪＩＳ Ｚ ２２４２：２００５に規定されるＶノッチ試験片を採取してシャルピー衝撃試験を行い、０℃での吸収エネルギー（ｖＥ０）を測定した。

また、溶接熱影響部の衝撃特性の調査のために、各鋼板について、マグ溶接ソリッドワイヤＹＧＷ１８（ＪＩＳ Ｇ ３３１２）を使用した多パスのＣＯ２溶接を表３に示す各２種類の溶接条件にて行った。溶接ボンド部から母材側に１ｍｍの位置にＶノッチがあるシャルピー試験片を板厚方向１／４から採取し、０℃での吸収エネルギー（ｖＥ０）を測定した。
表３に、これらの各試験の結果をまとめて示す。

化学組成と製造条件が本発明で規定する条件を満たす「本発明例」の鋼番号１、２、３、７、８を用いて圧延した板番号１〜８、１２〜１５の鋼板では、引張強度が４９０ＭＰａ級の熱延鋼板（第１の圧延鋼材）、及び引張強度が５５０ＭＰａ級の熱延鋼板（第２の圧延鋼材）を作り分けることができており、これらの熱延鋼板はいずれも圧延後の熱間鋸断性能、及び溶接部のシャルピー特性（ｖＥ０）などに優れている。

これに対して、「比較例」の鋼番号４から圧延した鋼板は、板番号９の４９０ＭＰａ級の製品において、溶接入熱７２ｋＪ／ｃｍの継手における０℃での吸収エネルギーｖＥ０が不芳である。

「比較例」の鋼番号５から加速冷却を適用せずに圧延した板番号１０の鋼板においては引張強度が４９０ＭＰａ級に達していない。また、「比較例」の鋼番号６から圧延した板番号１１の加速冷却を適用した鋼板においては引張強度が５５０ＭＰａ級（５５０ＭＰａ以上６７０ＭＰａ以下）の範囲を外れている。

「比較例」の鋼番号９から加速冷却を適用せずに圧延した板番号１６の鋼板においては引張強度が４９０ＭＰａ級に達していない。

Claims (7)

1. 質量％で、Ｃ：０．１１％以上０．２０％以下、Ｓｉ：０．０１％以上０．６０％以下、Ｍｎ：０．５％以上２．０％以下、Ｔｉ：０．００５％以上０．０４％以下、Ｂ：０．０００５％以上０．００３０％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５％以上０．０９０％以下、およびＮ：０．００２０％以上０．００９０％以下を含有し、さらに、Ｃｕ：０．０１％以上１．５％以下、Ｎｉ：０．０１％以上１．５％以下、Ｃｒ：０．０１％以上１．５％以下、Ｍｏ：０．０１％以上１．５％以下、Ｖ：０．００１％以上０．１００％以下、およびＮｂ：０．００１％以上０．１００％以下から成る群から選んだ１種または２種以上を含有し、残部はＦｅおよび不純物からなり、不純物としてのＰ、ＳがそれぞれＰ：０．０３％以下、Ｓ：０．０１５％以下、Ｔｉ量とＮ量との比（Ｔｉ／Ｎ）：１．０以上３．０以下、下記（１）式で計算されるＦｎの値：０．００１０％以上０．００４０％以下、下記（２）式で計算されるＰｃｍの値：０．２０％以上０．３０％以下である化学組成を有し、
   板厚が５０ｍｍ未満である引張強度が４９０ＭＰａ級の第１の圧延鋼材、及び、板厚が５０ｍｍ未満である引張強度が５５０ＭＰａ級の第２の圧延鋼材の圧延素材である
   ことを特徴とする鋼。
   Ｆｎ＝Ｎ−（Ｔｉ／３．４） ・・・・（１）
   Ｐｃｍ＝Ｃ＋（Ｓｉ／３０）＋（Ｍｎ／２０）＋（Ｃｕ／２０）＋（Ｎｉ／６０）＋（Ｃｒ／２０）＋（Ｍｏ／１５）＋（Ｖ／１０）＋５Ｂ ・・・・（２）
   ここで、（１）、（２）式中の元素記号は、その元素の質量％での鋼中含有量を表す。
2. 第１の前記圧延鋼材が、ベイナイト面積率０％以上３０％以下、引張強度４９０ＭＰａ以上６１０ＭＰａ以下の圧延鋼材であり、第２の前記圧延鋼材が、ベイナイト面積率が４０％以上１００％以下、引張強度が５５０ＭＰａ以上６７０ＭＰａ以下の圧延鋼材である、請求項１記載の鋼。
3. 前記の第１の圧延鋼材および第２の圧延鋼材が、さらに、鋼材の板厚方向１／４位置、板幅方向１／２位置において析出Ｂ量：０．０００２％以上０．００３０％以下を含有し、溶接入熱４０ｋＪ／ｃｍ以下、最高パス間温度３５０℃以下の第１の溶接条件と溶接入熱５０ｋＪ／ｃｍ以上、最高パス間温度３６０℃以上の第２の溶接条件のいずれにおいても溶接熱影響部の０℃でのシャルピー吸収エネルギーが７０Ｊ以上を有する、請求項１または２に記載の鋼。
4. 請求項１記載の化学組成を有する鋼片又は鋼塊に、８００℃以上の温度で熱間圧延を終了して鋼材とし、
   熱間圧延後に該鋼材の温度が３００℃に達するまでを１℃／ｓ未満の速度で冷却するか、あるいは熱間圧延後に該鋼材の温度が３００℃に達するまでの一部の温度域を１℃／ｓ以上の速度で冷却して、ベイナイト面積率が０％以上３０％以下、板厚が５０ｍｍ未満である引張強度が４９０ＭＰａ以上６１０ＭＰａ以下の第１の圧延鋼材、又は、ベイナイト面積率が４０％以上１００％以下、板厚が５０ｍｍ未満である引張強度が５５０ＭＰａ以上６７０ＭＰａ以下の第２の圧延鋼材のいずれかを製造することを特徴とする圧延鋼材の製造方法。
5. 請求項１記載の化学組成を有する鋼片又は鋼塊に、８００℃以上の温度で熱間圧延を終了して圧延鋼材とし、
   板厚が５０ｍｍ未満である引張強度が４９０ＭＰａ級の第１の圧延鋼材を製造するか、あるいは、板厚が５０ｍｍ未満である引張強度が５５０ＭＰａ級２の圧延鋼材を製造するかに基づいて、
   前記第１の圧延鋼材を製造する場合には、熱間圧延終了後に、前記鋼材の温度が３００℃に達するまでを１℃／ｓ未満の速度で冷却し、前記第２の圧延鋼材を製造する場合には、熱間圧延終了後に、前記鋼材の温度が３００℃に達するまでの一部の温度域を１℃／ｓ以上の速度で冷却することを特徴とする圧延鋼材の製造方法。
6. 第１の前記圧延鋼材が、ベイナイト面積率０％以上３０％以下、引張強度４９０ＭＰａ以上６１０ＭＰａ以下の圧延鋼材であり、第２の前記圧延鋼材が、ベイナイト面積率が４０％以上１００％以下、引張強度が５５０ＭＰａ以上６７０ＭＰａ以下の圧延鋼材である、請求項５記載の圧延鋼材の製造方法。
7. 前記の第１の圧延鋼材および第２の圧延鋼材が、さらに、鋼材の板厚方向１／４位置、板幅方向１／２位置において析出Ｂ量：０．０００２％以上０．００３０％以下を含有し、溶接入熱４０ｋＪ／ｃｍ以下、最高パス間温度３５０℃以下の第１の溶接条件と溶接入熱５０ｋＪ／ｃｍ以上、最高パス間温度３６０℃以上の第２の溶接条件のいずれにおいても溶接熱影響部の０℃でのシャルピー吸収エネルギーが７０Ｊ以上を有する、請求項４ないし６のいずれかに記載の製造方法。