JP2019094570A - バルブプレートおよびバルブプレートの製造方法 - Google Patents
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Abstract
【課題】降伏応力（ＹＳ）：４６０ＭＰａ以上、引張強さ（ＴＳ）：５７０ＭＰａ以上という優れた機械的特性を有する山形鋼を提供する。【解決手段】質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１８％、Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、Ｍｎ：０．１〜１．８％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ａｌ：０．００５〜０．０７％、Ｎ：０．００６〜０．０１８％、ならびにＶ：０．０１〜０．１２％およびＮｂ：０．００１〜０．０５％の一方または両方を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、下記（１）式で定義される炭素当量Ｃｅｑが０．３６〜０．４４％である成分組成を有し、加工フェライトを含むミクロ組織を有し、ＹＳ：４６０ＭＰａ以上、ＴＳ：５７０ＭＰａ以上、−５℃におけるシャルピー吸収エネルギー：４７Ｊ以上である機械的特性を有する、山形鋼。Ｃｅｑ（質量％）＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｍｏ＋Ｖ）／５・・・（１）【選択図】 なし
Description
本発明は、造船用の補強材やクレーンガーターの補強材などに用いられる山形鋼に関し、特に、降伏応力（ＹＳ）が４６０ＭＰａ以上である山形鋼に関する。また、本発明は、前記山形鋼の製造方法に関する。なお、ここで「山形鋼」とは、不等辺不等厚山形鋼、等辺山形鋼、バルブプレート（球平形鋼）、およびチャンネル（溝形鋼）のいずれをも包含するものとする。
造船所で大型船等の各種船舶を建造する際には、所定寸法に切断した厚鋼板を溶接して船体の外板をビルトアップする。船体の外板には、その裏側長手方向にＴ型、Ｌ型等各種形状のロンジ材が補強材として溶接されて、外板を補強する構造となっている。近年、海上輸送の効率を上げるために、各種船舶の大型化が進んでおり、外板や補強材が厚肉化や大型化する傾向にある。
また、港湾や造船を建造するドックにおいて重量物を吊り上げ、運搬するクレーンのガーターにも補強材が用いられている。この補強材も、近年、大スパン化や積載重量増大とともに厚肉化、大型化する傾向にある。
補強材として用いられているＴ型ロンジ材は、素材を厚板等の鋼板から切出して、溶接法により製作される。このＴ型ロンジ材は、断面係数が高く、寸法形状を任意に選択することや、必要に応じてフランジとウエブの強度を自由に組み合わせることができるという様々な利点を有するが、溶接してＴ型形状にするため、手間とコストがかかるという問題点がある。
一方、補強材として用いられているもう一つの部材に山形鋼がある。山形鋼は熱間圧延により製造されるので、溶接して製造されるＴ形鋼と比べて手間やコストがかからないという利点があり、需要者にとって施工期間短縮やコスト削減などの大きなメリットがある。
山形鋼としては、軟鋼、ＹＳ３２５、ＹＳ３６０ＭＰａ級までの強度グレードのものが主に用いられているが、近年、ますます巨大化する船舶やそれを製造するドックに設置されるクレーンに用いるために、今以上に高強度で且つ溶接性に優れる山形鋼が求められている。具体的には、降伏応力（ＹＳ）：４６０ＭＰａ以上、引張強さ（ＴＳ）：５７０ＭＰａ以上の高強度を有する山形鋼が求められている。
山形鋼の製造技術に関しては、例えば特許文献１では、不等辺不等厚山形鋼（ＮＡＢ）の製造において、仕上圧延における薄肉辺（長辺）と厚肉辺（短辺）の温度を所定の範囲に制御することが提案されている。
また、特許文献２では、不等辺不等厚山形鋼の製造において、厚肉部と薄肉部の温度が等しくなるように、圧延途中および圧延後に強制冷却を施すことが提案されている。
特許文献３では、フランジ（短辺側）部の強度がウエブ（長辺側）部の強度より高いことを特徴とする山形鋼が提案されている。特許文献３では、前記山形鋼を製造するために、仕上圧延機前段に配置された中間圧延機の前後面で、圧延材を各パス毎に、サイドガイドで拘束しながらフランジ部を、制御冷却することが示されている。
しかし、特許文献１、２に記載されている方法は、いずれも温度の不均一さに起因する大曲りやウエブ波を防止するためのものであり、山形鋼の強度を向上させることを目的としたものではない。また、特許文献３に記載されている山形鋼では、フランジ部とウエブ部の強度が制御されているものの、その強度は依然として十分ではなかった。
山形鋼、特に不等辺不等厚山形鋼においては、断面形状が複雑であるため、厚鋼板と同様の制御圧延・加速冷却プロセス（ＴＭＣＰ）を採用することは困難である。特に、圧延途中での曲がりや反りに配慮しながら、材質の造りこみを行う必要があるため、降伏応力ＹＳが４６０ＭＰａ以上の高強度形鋼とするためには、山形鋼独自の製造方法を検討する必要がある。また、溶接性にも十分配慮する必要がある。
本発明は、上記実状に鑑みてなされたものであり、降伏応力（ＹＳ）：４６０ＭＰａ以上、引張強さ（ＴＳ）：５７０ＭＰａ以上という優れた機械的特性を有する山形鋼を安定的に提供することを目的とする。特に、バルブプレートの球部の中心は断面が大きく、その中心部は加工熱処理による圧延、冷却効果が得られにくい部位であり、こうした部位においても優れた機械的性質（高強度と高靭性）を満たすことを目的とする。
発明者らは、上記課題を解決するために鋭意検討を行った結果、成分組成および製造条件を特定の範囲に制御し、ミクロ組織を最適化することによって、上記機械的特性を有する山形鋼を製造できることを知見した。
本発明は、上記知見に基づいてなされたものであり、その要旨構成は次のとおりである。
１．質量％で、
Ｃ ：０．０３〜０．１８％、
Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、
Ｍｎ：０．１〜１．８％、
Ｐ ：０．０３０％以下、
Ｓ ：０．０１０％以下、
Ａｌ：０．００５〜０．０７％、
Ｎ ：０．００６〜０．０１８％、ならびに
Ｖ：０．０１〜０．１２％およびＮｂ：０．００１〜０．０５％の一方または両方を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、下記（１）式で定義される炭素当量Ｃｅｑが０．３６〜０．４４％である成分組成を有し、
面積分率で２０％以上の加工フェライトを含むミクロ組織を有し、
ＹＳ：４６０ＭＰａ以上、ＴＳ：５７０ＭＰａ以上、−５℃におけるシャルピー吸収エネルギー：４７Ｊ以上である機械的特性を有する、バルブプレート。
記
Ｃｅｑ（質量％）＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｍｏ＋Ｖ）／５・・・（１）
Ｃ ：０．０３〜０．１８％、
Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、
Ｍｎ：０．１〜１．８％、
Ｐ ：０．０３０％以下、
Ｓ ：０．０１０％以下、
Ａｌ：０．００５〜０．０７％、
Ｎ ：０．００６〜０．０１８％、ならびに
Ｖ：０．０１〜０．１２％およびＮｂ：０．００１〜０．０５％の一方または両方を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、下記（１）式で定義される炭素当量Ｃｅｑが０．３６〜０．４４％である成分組成を有し、
面積分率で２０％以上の加工フェライトを含むミクロ組織を有し、
ＹＳ：４６０ＭＰａ以上、ＴＳ：５７０ＭＰａ以上、−５℃におけるシャルピー吸収エネルギー：４７Ｊ以上である機械的特性を有する、バルブプレート。
記
Ｃｅｑ（質量％）＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｍｏ＋Ｖ）／５・・・（１）
２．上記成分組成が、質量％で、
Ｃｕ：０．０５〜０．５０％、
Ｎｉ：０．０５〜０．２５％、および
Ｍｏ：０．０１〜０．５０％からなる群より選択される少なくとも１種をさらに含有する、上記１に記載のバルブプレート。
Ｃｕ：０．０５〜０．５０％、
Ｎｉ：０．０５〜０．２５％、および
Ｍｏ：０．０１〜０．５０％からなる群より選択される少なくとも１種をさらに含有する、上記１に記載のバルブプレート。
３．上記成分組成が、質量％で、
Ｔｉ：０．００１〜０．１％および
Ｚｒ：０．００１〜０．１％の一方または両方をさらに含有する、上記１または２に記載のバルブプレート。
Ｔｉ：０．００１〜０．１％および
Ｚｒ：０．００１〜０．１％の一方または両方をさらに含有する、上記１または２に記載のバルブプレート。
４．上記成分組成が、質量％で、
Ｂ ：０．０００２〜０．００３％をさらに含有する、上記１〜３のいずれか一項に記載のバルブプレート。
Ｂ ：０．０００２〜０．００３％をさらに含有する、上記１〜３のいずれか一項に記載のバルブプレート。
５．上記成分組成が、質量％で、
Ｃａ：０．０００２〜０．０１％および
ＲＥＭ：０．０００２〜０．０１５％の一方または両方をさらに含有する、上記１〜４のいずれか一項に記載のバルブプレート。
Ｃａ：０．０００２〜０．０１％および
ＲＥＭ：０．０００２〜０．０１５％の一方または両方をさらに含有する、上記１〜４のいずれか一項に記載のバルブプレート。
６．上記１〜５のいずれか一項に記載の成分組成を有する鋼素材を用意し、１１５０〜１３５０℃に加熱した後、熱間圧延してバルブプレートを製造する方法であって、
前記熱間圧延を、Ａｒ３温度以下における累積圧下率：２０〜８０％、仕上温度：（Ａｒ３−５０）〜（Ａｒ３−１２０）℃の条件で行い、
前記熱間圧延後に、冷却開始温度：（Ａｒ３−５０）〜（Ａｒ３−１２０）℃、冷却停止温度：６５０〜５００℃の条件で加速冷却を行い、
前記バルブプレートが、
面積分率で２０％以上の加工フェライトを含むミクロ組織を有し、
ＹＳ：４６０ＭＰａ以上、ＴＳ：５７０ＭＰａ以上、−５℃におけるシャルピー吸収エネルギー：４７Ｊ以上である機械的特性を有する、バルブプレートの製造方法。
前記熱間圧延を、Ａｒ３温度以下における累積圧下率：２０〜８０％、仕上温度：（Ａｒ３−５０）〜（Ａｒ３−１２０）℃の条件で行い、
前記熱間圧延後に、冷却開始温度：（Ａｒ３−５０）〜（Ａｒ３−１２０）℃、冷却停止温度：６５０〜５００℃の条件で加速冷却を行い、
前記バルブプレートが、
面積分率で２０％以上の加工フェライトを含むミクロ組織を有し、
ＹＳ：４６０ＭＰａ以上、ＴＳ：５７０ＭＰａ以上、−５℃におけるシャルピー吸収エネルギー：４７Ｊ以上である機械的特性を有する、バルブプレートの製造方法。
また、本発明の他の実施形態における要旨構成は、次のとおりである。
１．質量％で、
Ｃ ：０．０３〜０．１８％、
Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、
Ｍｎ：０．１〜１．８％、
Ｐ ：０．０３０％以下、
Ｓ ：０．０１０％以下、
Ａｌ：０．００５〜０．０７％、
Ｎ ：０．００６〜０．０１８％、ならびに
Ｖ：０．０１〜０．１２％およびＮｂ：０．００１〜０．０５％の一方または両方を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、下記（１）式で定義される炭素当量Ｃｅｑが０．３６〜０．４４％である成分組成を有し、
加工フェライトを含むミクロ組織を有し、
ＹＳ：４６０ＭＰａ以上、ＴＳ：５７０ＭＰａ以上、−５℃におけるシャルピー吸収エネルギー：４７Ｊ以上である機械的特性を有する、山形鋼。
記
Ｃｅｑ（質量％）＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｍｏ＋Ｖ）／５・・・（１）
Ｃ ：０．０３〜０．１８％、
Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、
Ｍｎ：０．１〜１．８％、
Ｐ ：０．０３０％以下、
Ｓ ：０．０１０％以下、
Ａｌ：０．００５〜０．０７％、
Ｎ ：０．００６〜０．０１８％、ならびに
Ｖ：０．０１〜０．１２％およびＮｂ：０．００１〜０．０５％の一方または両方を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、下記（１）式で定義される炭素当量Ｃｅｑが０．３６〜０．４４％である成分組成を有し、
加工フェライトを含むミクロ組織を有し、
ＹＳ：４６０ＭＰａ以上、ＴＳ：５７０ＭＰａ以上、−５℃におけるシャルピー吸収エネルギー：４７Ｊ以上である機械的特性を有する、山形鋼。
記
Ｃｅｑ（質量％）＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｍｏ＋Ｖ）／５・・・（１）
２．上記成分組成が、質量％で、
Ｃｕ：０．０５〜０．５０％、
Ｎｉ：０．０５〜０．２５％、および
Ｍｏ：０．０１〜０．５０％からなる群より選択される少なくとも１種をさらに含有する、前記１に記載の山形鋼。
Ｃｕ：０．０５〜０．５０％、
Ｎｉ：０．０５〜０．２５％、および
Ｍｏ：０．０１〜０．５０％からなる群より選択される少なくとも１種をさらに含有する、前記１に記載の山形鋼。
３．上記成分組成が、質量％で、
Ｔｉ：０．００１〜０．１％および
Ｚｒ：０．００１〜０．１％の一方または両方をさらに含有する、前記１または２に記載の山形鋼。
Ｔｉ：０．００１〜０．１％および
Ｚｒ：０．００１〜０．１％の一方または両方をさらに含有する、前記１または２に記載の山形鋼。
４．上記成分組成が、質量％で、
Ｂ ：０．０００２〜０．００３％をさらに含有する、前記１〜３のいずれか一項に記載の山形鋼。
Ｂ ：０．０００２〜０．００３％をさらに含有する、前記１〜３のいずれか一項に記載の山形鋼。
５．上記成分組成が、質量％で、
Ｃａ：０．０００２〜０．０１％および
ＲＥＭ：０．０００２〜０．０１５％の一方または両方をさらに含有する、前記１〜４のいずれか一項に記載の山形鋼。
Ｃａ：０．０００２〜０．０１％および
ＲＥＭ：０．０００２〜０．０１５％の一方または両方をさらに含有する、前記１〜４のいずれか一項に記載の山形鋼。
６．前記１〜５のいずれか一項に記載の成分組成を有する鋼素材を用意し、１１５０〜１３５０℃に加熱した後、熱間圧延して山形鋼を製造する方法であって、
前記熱間圧延を、Ａｒ３温度以下における累積圧下率：２０〜８０％、仕上温度：（Ａｒ３−５０）〜（Ａｒ３−１２０）℃の条件で行い、
前記熱間圧延後に、冷却開始温度：（Ａｒ３−５０）〜（Ａｒ３−１２０）℃、冷却停止温度：６５０〜５００℃の条件で加速冷却を行う、山形鋼の製造方法。
前記熱間圧延を、Ａｒ３温度以下における累積圧下率：２０〜８０％、仕上温度：（Ａｒ３−５０）〜（Ａｒ３−１２０）℃の条件で行い、
前記熱間圧延後に、冷却開始温度：（Ａｒ３−５０）〜（Ａｒ３−１２０）℃、冷却停止温度：６５０〜５００℃の条件で加速冷却を行う、山形鋼の製造方法。
本発明によれば、厚板鋼板を溶接して製造されるＴ形鋼や、Ｈ形鋼などの形鋼のウエブを切断して製造されるＴ形鋼に比べて安価でありながら、強度、靭性、および溶接性に優れた山形鋼を提供することができる。
［成分組成］
次に、本発明を実施する方法について具体的に説明する。本発明においては、山形鋼および山形鋼を製造する際に使用される鋼素材が上記成分組成を有することが重要である。そこで、まず本発明において成分組成を上記のように限定する理由を説明する。なお、以下の説明において各成分の含有量の単位として用いられる「％」は、特に断らない限り「質量％」を意味する。
次に、本発明を実施する方法について具体的に説明する。本発明においては、山形鋼および山形鋼を製造する際に使用される鋼素材が上記成分組成を有することが重要である。そこで、まず本発明において成分組成を上記のように限定する理由を説明する。なお、以下の説明において各成分の含有量の単位として用いられる「％」は、特に断らない限り「質量％」を意味する。
Ｃ：０．０３〜０．１８％
Ｃは、鋼の強度を高めるのに有効な元素であり、本発明では、所望の強度を得るためにＣ含有量を０．０３％以上とする必要がある。一方、０．１８％を超えるＣの添加は、溶接性や溶接熱影響部（ＨＡＺ）の靭性を低下させる。よって、Ｃ含有量は０．０３〜０．１８％とする。なお、後述する加工フェライトによって強度と靭性を両立させる観点からは、Ｃ含有量を０．０５〜０．１５％とすることが好ましい。
Ｃは、鋼の強度を高めるのに有効な元素であり、本発明では、所望の強度を得るためにＣ含有量を０．０３％以上とする必要がある。一方、０．１８％を超えるＣの添加は、溶接性や溶接熱影響部（ＨＡＺ）の靭性を低下させる。よって、Ｃ含有量は０．０３〜０．１８％とする。なお、後述する加工フェライトによって強度と靭性を両立させる観点からは、Ｃ含有量を０．０５〜０．１５％とすることが好ましい。
Ｓｉ：０．０５〜０．５０％
Ｓｉは、脱酸剤として、また、鋼の強度を高めるために添加される元素であり、本発明では、Ｓｉ含有量を０．０５％以上とする。一方、０．５０％を超えるＳｉの添加は、ＨＡＺ靱性を低下させるので、Ｓｉ含有量は０．５０％以下とする。
Ｓｉは、脱酸剤として、また、鋼の強度を高めるために添加される元素であり、本発明では、Ｓｉ含有量を０．０５％以上とする。一方、０．５０％を超えるＳｉの添加は、ＨＡＺ靱性を低下させるので、Ｓｉ含有量は０．５０％以下とする。
Ｍｎ：０．１〜１．８％
Ｍｎは、鋼の強度を高める効果がある元素であり、０．１％以上添加する。しかし、１．８％を超えるＭｎの添加は、鋼の靭性および溶接性を低下させるため、Ｍｎ含有量は１．８％以下とする。Ｍｎ含有量は０．５〜１．６％とすることが好ましい。
Ｍｎは、鋼の強度を高める効果がある元素であり、０．１％以上添加する。しかし、１．８％を超えるＭｎの添加は、鋼の靭性および溶接性を低下させるため、Ｍｎ含有量は１．８％以下とする。Ｍｎ含有量は０．５〜１．６％とすることが好ましい。
Ｐ：０．０３０％以下
Ｐは、鋼の母材靭性、溶接性および溶接部靭性を低下させる有害な元素であるため、できるかぎり低減することが望ましい。特に、Ｐ含有量が０．０３０％を超えると、母材靭性および溶接部靭性の低下が大きくなる。よって、Ｐ含有量は０．０３０％以下とする。Ｐ含有量は０．０２０％以下とすることが好ましい。
Ｐは、鋼の母材靭性、溶接性および溶接部靭性を低下させる有害な元素であるため、できるかぎり低減することが望ましい。特に、Ｐ含有量が０．０３０％を超えると、母材靭性および溶接部靭性の低下が大きくなる。よって、Ｐ含有量は０．０３０％以下とする。Ｐ含有量は０．０２０％以下とすることが好ましい。
Ｓ：０．０１０％以下
Ｓは、鋼の靭性および溶接性を低下させる有害な元素であるため、できるかぎり低減することが望ましく、本発明では、Ｓ含有量を０．０１０％以下とする。
Ｓは、鋼の靭性および溶接性を低下させる有害な元素であるため、できるかぎり低減することが望ましく、本発明では、Ｓ含有量を０．０１０％以下とする。
Ａｌ：０．００５〜０．０７％
Ａｌは、脱酸剤として添加される元素であり、０．００５％以上添加する必要がある。しかし、０．０７％を超えて添加すると、粗大な酸化物系介在物が鋼中に存在するようになるため、靭性が却って低下する。よって、Ａｌ含有量は０．０７％以下とする。
Ａｌは、脱酸剤として添加される元素であり、０．００５％以上添加する必要がある。しかし、０．０７％を超えて添加すると、粗大な酸化物系介在物が鋼中に存在するようになるため、靭性が却って低下する。よって、Ａｌ含有量は０．０７％以下とする。
Ｎ：０．００６〜０．０１８％
Ｎは、後述するＶやＮｂと結合してＶ（Ｃ，Ｎ）やＮｂ（Ｃ，Ｎ）を形成して強度を向上させる効果を有する元素である。本発明では、前記効果を得るために、Ｎ含有量を０．００６％以上とする。一方、フリーなＮは、靭性に対して有害であるとともに、連続鋳造時に表面割れを助長することなどから、Ｎ含有量は０．０１８％以下とする。Ｎ含有量は、０．００８〜０．０１５％とすることが好ましい。
Ｎは、後述するＶやＮｂと結合してＶ（Ｃ，Ｎ）やＮｂ（Ｃ，Ｎ）を形成して強度を向上させる効果を有する元素である。本発明では、前記効果を得るために、Ｎ含有量を０．００６％以上とする。一方、フリーなＮは、靭性に対して有害であるとともに、連続鋳造時に表面割れを助長することなどから、Ｎ含有量は０．０１８％以下とする。Ｎ含有量は、０．００８〜０．０１５％とすることが好ましい。
Ｖ：０．０１〜０．１２％、Ｎｂ：０．００１〜０．０５％の一方または両方
ＶおよびＮｂは、炭素や窒素と結合してＶ（Ｃ，Ｎ）やＮｂ（Ｃ，Ｎ）を形成し、高強度化に寄与する元素である。前記効果を期待するためには、Ｖは０．０１％以上、Ｎｂは０．００１％以上が必要である。一方、Ｖを０．１２％を超えて含有するとＨＡＺ靱性が低下することから、Ｖ含有量は０．１２％以下とする。同様に、Ｎｂも、０．０５％を超えて含有するとＨＡＺ靱性が低下するので、Ｎｂ含有量は０．０５％以下とする。なお、ＶとＮｂを複合添加する場合には、その総量は０．１０％以下とすることが好ましい。
ＶおよびＮｂは、炭素や窒素と結合してＶ（Ｃ，Ｎ）やＮｂ（Ｃ，Ｎ）を形成し、高強度化に寄与する元素である。前記効果を期待するためには、Ｖは０．０１％以上、Ｎｂは０．００１％以上が必要である。一方、Ｖを０．１２％を超えて含有するとＨＡＺ靱性が低下することから、Ｖ含有量は０．１２％以下とする。同様に、Ｎｂも、０．０５％を超えて含有するとＨＡＺ靱性が低下するので、Ｎｂ含有量は０．０５％以下とする。なお、ＶとＮｂを複合添加する場合には、その総量は０．１０％以下とすることが好ましい。
本発明の一実施形態における鋼の成分組成は、以上の成分と、残部Ｆｅおよび不可避不純物とからなる。なお、「残部Ｆｅおよび不可避不純物からなる」とは、本発明の作用・効果を損なわない限りにおいて、不可避不純物をはじめ、他の微量元素を含有するものが本発明の範囲に含まれることを意味する。
本発明の他の実施形態においては、上記成分組成が、さらにＣｕ：０．０５〜０．５０％、Ｎｉ：０．０５〜０．２５％、およびＭｏ：０．０１〜０．５０％からなる群より選択される少なくとも１種を含有することができる。
Ｃｕ：０．０５〜０．５０％
Ｃｕは、鉄中に固溶して鋼の強度を高める効果を有する元素であるが、０．０５％未満の添加では不十分である。一方、０．５０％を超えて添加すると靭性が低下する。そのため、Ｃｕを添加する場合、その含有量は０．０５〜０．５０％とする。
Ｃｕは、鉄中に固溶して鋼の強度を高める効果を有する元素であるが、０．０５％未満の添加では不十分である。一方、０．５０％を超えて添加すると靭性が低下する。そのため、Ｃｕを添加する場合、その含有量は０．０５〜０．５０％とする。
Ｎｉ：０．０５〜０．２５％
Ｎｉは、低温靱性を向上させる効果を有する元素であり、前記効果を期待する場合に添加することができるが、０．０５％未満ではその効果が小さい。一方、Ｎｉは非常に高価な元素であり、０．２５％を超えての添加はコスト上昇を招く。そのため、Ｎｉを添加する場合、その含有量は０．０５〜０．２５％とする。
Ｎｉは、低温靱性を向上させる効果を有する元素であり、前記効果を期待する場合に添加することができるが、０．０５％未満ではその効果が小さい。一方、Ｎｉは非常に高価な元素であり、０．２５％を超えての添加はコスト上昇を招く。そのため、Ｎｉを添加する場合、その含有量は０．０５〜０．２５％とする。
Ｍｏ：０．０１〜０．５０％
Ｍｏは、焼入れ性や高温強度を向上させる効果を有する元素であり、前記効果を得るためには、０．０１％以上の添加が必要である。一方、ＭｏもＮｉと同様に高価な元素であり、０．５０％を超えての添加はコスト上昇を招くとともに、溶接性を低下させる。そのため、Ｍｏを添加する場合、その含有量は０．０１〜０．５０％とする。
Ｍｏは、焼入れ性や高温強度を向上させる効果を有する元素であり、前記効果を得るためには、０．０１％以上の添加が必要である。一方、ＭｏもＮｉと同様に高価な元素であり、０．５０％を超えての添加はコスト上昇を招くとともに、溶接性を低下させる。そのため、Ｍｏを添加する場合、その含有量は０．０１〜０．５０％とする。
本発明の他の実施形態においては、上記成分組成が、さらに強度や靭性の向上を目的として、Ｔｉ：０．００１〜０．１％およびＺｒ：０．００１〜０．１％の一方または両方を含有することができる。
Ｔｉ：０．００１〜０．１％
Ｚｒ：０．００１〜０．１％
ＴｉおよびＺｒは、いずれも鋼のＨＡＺ靱性を向上させる元素であり、任意に一方または両方を添加することができる。Ｔｉは、ＨＡＺ靭性の向上効果を得るためには０．００１％以上添加する必要がある。一方、０．１％を超えてＴｉを添加すると過剰にＴｉＣが形成されてかえって脆化するので、Ｔｉ含有量は０．１％以下とする。同様に、Ｚｒも、ＨＡＺ靭性の向上効果を得るためには０．００１％以上添加する必要がある。一方、０．１％を超えてのＺｒの添加は、かえって靱性を低下させるので、Ｚｒ含有量は０．１％以下とする。
Ｚｒ：０．００１〜０．１％
ＴｉおよびＺｒは、いずれも鋼のＨＡＺ靱性を向上させる元素であり、任意に一方または両方を添加することができる。Ｔｉは、ＨＡＺ靭性の向上効果を得るためには０．００１％以上添加する必要がある。一方、０．１％を超えてＴｉを添加すると過剰にＴｉＣが形成されてかえって脆化するので、Ｔｉ含有量は０．１％以下とする。同様に、Ｚｒも、ＨＡＺ靭性の向上効果を得るためには０．００１％以上添加する必要がある。一方、０．１％を超えてのＺｒの添加は、かえって靱性を低下させるので、Ｚｒ含有量は０．１％以下とする。
本発明の他の実施形態においては、上記成分組成が、さらにＢ：０．０００２〜０．００３％を含有することができる。
Ｂ：０．０００２〜０．００３％
Ｂは、鋼の強度を高める効果を有する元素であり、任意に含有させることができる。前記効果を得るために、０．０００２％以上の添加が必要である。一方、０．００３％を超えて添加すると、かえって靭性が低下する。そのため、Ｂを含有させる場合、その含有量を０．０００２〜０．００３％とする。
Ｂは、鋼の強度を高める効果を有する元素であり、任意に含有させることができる。前記効果を得るために、０．０００２％以上の添加が必要である。一方、０．００３％を超えて添加すると、かえって靭性が低下する。そのため、Ｂを含有させる場合、その含有量を０．０００２〜０．００３％とする。
本発明の他の実施形態においては、上記成分組成が、さらにＣａ：０．０００２〜０．０１％およびＲＥＭ：０．０００２〜０．０１５％の一方または両方を含有することができる。
Ｃａ：０．０００２〜０．０１％
ＲＥＭ：０．０００２〜０．０１５％
ＣａおよびＲＥＭ（希土類金属）は、いずれも溶接熱影響部の靭性向上に効果のある元素であり、一方または両方を任意に添加することができる。前記効果は、Ｃａ：０．０００２％以上、ＲＥＭ：０．０００２％以上の添加で得られる。一方、Ｃａ：０．０１％、ＲＥＭ：０．０１５％を超えて添加すると、かえって靭性の低下を招く。そのため、Ｃａを添加する場合は、その含有量を０．０００２〜０．０１％とし、ＲＥＭを添加する場合は、その含有量を。０．０００２〜０．０１５％とする。
ＲＥＭ：０．０００２〜０．０１５％
ＣａおよびＲＥＭ（希土類金属）は、いずれも溶接熱影響部の靭性向上に効果のある元素であり、一方または両方を任意に添加することができる。前記効果は、Ｃａ：０．０００２％以上、ＲＥＭ：０．０００２％以上の添加で得られる。一方、Ｃａ：０．０１％、ＲＥＭ：０．０１５％を超えて添加すると、かえって靭性の低下を招く。そのため、Ｃａを添加する場合は、その含有量を０．０００２〜０．０１％とし、ＲＥＭを添加する場合は、その含有量を。０．０００２〜０．０１５％とする。
［炭素当量Ｃｅｑ］
次に、炭素当量の限定理由について述べる。本発明においては、上記成分組成がさらに、Ｃｅｑ：０．３６〜０．４４％との条件を満たすことが重要である。ここでＣｅｑとは、下記（１）式で定義される炭素当量である。なお、（１）式中の元素記号「Ｃ」、「Ｍｎ」、「Ｃｕ」、「Ｎｉ」、「Ｍｏ」、および「Ｖ」は、いずれも「質量％」単位で表した各元素の含有量を意味し、当該元素が添加されていない場合には「０」とする。
Ｃｅｑ（質量％）＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｍｏ＋Ｖ）／５・・・（１）
次に、炭素当量の限定理由について述べる。本発明においては、上記成分組成がさらに、Ｃｅｑ：０．３６〜０．４４％との条件を満たすことが重要である。ここでＣｅｑとは、下記（１）式で定義される炭素当量である。なお、（１）式中の元素記号「Ｃ」、「Ｍｎ」、「Ｃｕ」、「Ｎｉ」、「Ｍｏ」、および「Ｖ」は、いずれも「質量％」単位で表した各元素の含有量を意味し、当該元素が添加されていない場合には「０」とする。
Ｃｅｑ（質量％）＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｍｏ＋Ｖ）／５・・・（１）
Ｃｅｑが０．３６％未満であると、山形鋼として目標とする十分な強度を得ることができない。一方、Ｃｅｑが０．４４％を越えると溶接時の低温割れが懸念されることから予熱が必要となり、溶接作業性の低下を招く。よって、Ｃｅｑは、０．３６〜０．４４％の範囲とした。好ましくは、０．３６〜０．４３％の範囲である。
［ミクロ組織］
次に、本発明におけるミクロ組織の限定理由について説明する。本発明では、山形鋼のミクロ組織が加工フェライトを含むことが重要である。ミクロ組織が加工フェライトを含まない場合、十分な強度と低温靱性を得ることが困難である。なお、加工フェライトとは、Ａｒ３変態点以下の（オーステナイト＋フェライト）２相域での熱間圧延によって形成された、扁平化したフェライトのことである。本発明においては、短軸に対する長軸の比（アスペクト比）が２．０以上のフェライトを加工フェライトと定義する。
次に、本発明におけるミクロ組織の限定理由について説明する。本発明では、山形鋼のミクロ組織が加工フェライトを含むことが重要である。ミクロ組織が加工フェライトを含まない場合、十分な強度と低温靱性を得ることが困難である。なお、加工フェライトとは、Ａｒ３変態点以下の（オーステナイト＋フェライト）２相域での熱間圧延によって形成された、扁平化したフェライトのことである。本発明においては、短軸に対する長軸の比（アスペクト比）が２．０以上のフェライトを加工フェライトと定義する。
加工フェライトの面積分率は特に限定されないが、機械的強度を向上させるという観点からは、１５％以上とすることが好ましく、２０％以上とすることがより好ましい。なお、ミクロ組織は、不等辺山形鋼の場合は短辺（フランジ）の１／２幅部、板厚１／４ｔ位置を、等辺山形鋼の場合は各辺の１／２幅部、板厚１／４ｔ位置を、バルブプレートの場合は球部１／２幅部の板厚中心を、観察位置とする。
本発明においては、ミクロ組織が、加工フェライト以外の組織を含有することは許容される。加工フェライト以外の残部組織は特に限定されず、任意の組織であってよいが、例えば、加工フェライトではない、パーライト、およびベイナイトからなる群より選択される１種以上とすることができる。特に、強度を一層向上させるという観点からは、第２相組織をベイナイトとすることが好ましい。
次に、本発明の一実施形態における山形鋼の製造方法について説明する。本発明の山形鋼は、上記成分組成を有する鋼素材を用意し、１１５０〜１３５０℃に加熱した後、熱間圧延することによって製造することができる。そしてその際には、前記熱間圧延を、Ａｒ３温度以下における累積圧下率：２０〜８０％、仕上温度：（Ａｒ３−５０）℃〜（Ａｒ３−１２０）℃の条件で行い、前記熱間圧延後に、冷却開始温度：（Ａｒ３−５０）〜（Ａｒ３−１２０）℃、冷却停止温度：６５０〜５００℃の条件で加速冷却を行うことが重要である。以下、各工程における条件の限定理由について説明する。
［加熱］
加熱温度：１１５０〜１３５０℃
鋼素材の熱間圧延における変形抵抗を低減するとともに、凝固組織を均質化し、さらにＮｂやＶの析出物を一旦固溶させるためには、十分高温に加熱する必要がある。加熱温度が１１５０℃未満ではこれらの十分な効果が認められない。そのため、熱間圧延前の加熱温度は１１５０℃以上とする。一方、加熱温度が１３５０℃を超えると、スケールロスによる歩留まり低下、生産性の低下などの問題が生じる。そのため、加熱温度は１３５０℃以下とする。なお、加熱温度は１１８０〜１３２０℃とすることが好ましい。
加熱温度：１１５０〜１３５０℃
鋼素材の熱間圧延における変形抵抗を低減するとともに、凝固組織を均質化し、さらにＮｂやＶの析出物を一旦固溶させるためには、十分高温に加熱する必要がある。加熱温度が１１５０℃未満ではこれらの十分な効果が認められない。そのため、熱間圧延前の加熱温度は１１５０℃以上とする。一方、加熱温度が１３５０℃を超えると、スケールロスによる歩留まり低下、生産性の低下などの問題が生じる。そのため、加熱温度は１３５０℃以下とする。なお、加熱温度は１１８０〜１３２０℃とすることが好ましい。
［熱間圧延］
Ａｒ３温度以下における累積圧下率：２０〜８０％
Ａｒ３温度以下における累積圧下率が２０％未満では、フェライトが十分に強化されない。一方、Ａｒ３温度以下における累積圧下率が８０％を超えると、圧延方向と幅方向での異方性が強くなり、シャルピー吸収エネルギーが低下する。さらに、変形抵抗が高くなり造形も困難となる。そのため、熱間圧延の際の、Ａｒ３温度以下における累積圧下率を２０〜８０％とする。なお、Ａｒ３点の値は下記の式で求めることができる。
Ａｒ３（℃）＝９１０−２７３Ｃ＋２５Ｓｉ−７４Ｍｎ−５６Ｎｉ−９Ｍｏ−５Ｃｕ
ただし、上記式における元素記号は、各元素の含有量（質量％）を表し、当該元素が含有されていない場合にはゼロとする。
Ａｒ３温度以下における累積圧下率：２０〜８０％
Ａｒ３温度以下における累積圧下率が２０％未満では、フェライトが十分に強化されない。一方、Ａｒ３温度以下における累積圧下率が８０％を超えると、圧延方向と幅方向での異方性が強くなり、シャルピー吸収エネルギーが低下する。さらに、変形抵抗が高くなり造形も困難となる。そのため、熱間圧延の際の、Ａｒ３温度以下における累積圧下率を２０〜８０％とする。なお、Ａｒ３点の値は下記の式で求めることができる。
Ａｒ３（℃）＝９１０−２７３Ｃ＋２５Ｓｉ−７４Ｍｎ−５６Ｎｉ−９Ｍｏ−５Ｃｕ
ただし、上記式における元素記号は、各元素の含有量（質量％）を表し、当該元素が含有されていない場合にはゼロとする。
仕上温度：（Ａｒ３−５０）〜（Ａｒ３−１２０）℃
仕上温度が、（Ａｒ３−５０）℃を超えると加工フェライト量が少なくなるため、強度が低下する。一方、仕上温度が（Ａｒ３−１２０）℃未満であると、圧延負荷が高く、造形性が低下する。したがって、圧延仕上温度は（Ａｒ３−５０）℃以上、（Ａｒ３−１２０）℃以下とする。
仕上温度が、（Ａｒ３−５０）℃を超えると加工フェライト量が少なくなるため、強度が低下する。一方、仕上温度が（Ａｒ３−１２０）℃未満であると、圧延負荷が高く、造形性が低下する。したがって、圧延仕上温度は（Ａｒ３−５０）℃以上、（Ａｒ３−１２０）℃以下とする。
［加速冷却］
冷却開始温度：（Ａｒ３−５０）〜（Ａｒ３−１２０）℃
熱間圧延終了後、加速冷却を行う。その際の冷却開始温度は、（Ａｒ３−５０）〜（Ａｒ３−１２０）℃とする。冷却開始温度を前記範囲とすることにより、強度を向上させることができる。
冷却開始温度：（Ａｒ３−５０）〜（Ａｒ３−１２０）℃
熱間圧延終了後、加速冷却を行う。その際の冷却開始温度は、（Ａｒ３−５０）〜（Ａｒ３−１２０）℃とする。冷却開始温度を前記範囲とすることにより、強度を向上させることができる。
上記加速冷却の方法は特に限定されないが、スプレーなどによる水冷が好ましい。また、強度を一層向上させるという観点からは、熱間圧延終了後、直ちに加速冷却を開始することが好ましく、具体的には、熱間圧延終了後５秒以内に開始することが好ましい。圧延終了後、直ちに加速冷却することで、第２相組織をベイナイト変態させ強度を一層向上させることができる。熱間圧延終了から加速冷却の開始までに時間を要すると、一部オーステナイトからパーライト変態を生じ、強度が低下する。
冷却停止温度：６５０〜５００℃
６５０℃よりも高温で冷却を停止すると、十分な強度が得られない。一方、５００℃未満まで冷却すると、冷却時に発生する残留応力によってねじれ、曲がりや反りなどが生じ、形状が保てない。そのため、冷却停止温度は６５０〜５００℃とする。冷却停止温度は、６５０℃〜５５０℃とすることが好ましい。
６５０℃よりも高温で冷却を停止すると、十分な強度が得られない。一方、５００℃未満まで冷却すると、冷却時に発生する残留応力によってねじれ、曲がりや反りなどが生じ、形状が保てない。そのため、冷却停止温度は６５０〜５００℃とする。冷却停止温度は、６５０℃〜５５０℃とすることが好ましい。
＜実施例１＞
表１に示した成分組成を有する鋼を真空溶解炉または転炉で溶製してブルームとし、前記ブルームを加熱炉に装入して加熱後、熱間圧延および加速冷却を施して表２に示す断面寸法の不等辺不等厚山形鋼を製造した。熱間圧延前の加熱、熱間圧延、および熱間圧延後の加速冷却の条件は、表２に示した通りとした。なお、圧延温度としては、ミルの入側、出側に放射温度計を設置し、短辺の温度を測定した。表２における仕上温度は、最終圧延時の入り側温度である。その後、得られた山形鋼のそれぞれについて、ミクロ組織ならびにフランジ部と溶接ボンド部における機械的特性を評価した。測定結果を表３に示す。なお、評価方法は、それぞれ以下の通りとした。
表１に示した成分組成を有する鋼を真空溶解炉または転炉で溶製してブルームとし、前記ブルームを加熱炉に装入して加熱後、熱間圧延および加速冷却を施して表２に示す断面寸法の不等辺不等厚山形鋼を製造した。熱間圧延前の加熱、熱間圧延、および熱間圧延後の加速冷却の条件は、表２に示した通りとした。なお、圧延温度としては、ミルの入側、出側に放射温度計を設置し、短辺の温度を測定した。表２における仕上温度は、最終圧延時の入り側温度である。その後、得られた山形鋼のそれぞれについて、ミクロ組織ならびにフランジ部と溶接ボンド部における機械的特性を評価した。測定結果を表３に示す。なお、評価方法は、それぞれ以下の通りとした。
（ミクロ組織）
不等辺不等厚山形鋼の短辺（フランジ）１／２幅部、板厚１／４ｔ位置におけるミクロ組織を光学顕微鏡で観察した。倍率×５００で、３視野以上観察するとともに、金属組織としてフェライト部のトレースを行った。その後、画像解析ソフトにより、フェライト粒の短軸と長軸およびアスペクト比を求めた。アスペクト比が２．０以上のものを加工フェライトと定義し、それぞれの加工フェライトの面積を算出し、金属組織中に占める加工フェライトの面積分率を算出した。
不等辺不等厚山形鋼の短辺（フランジ）１／２幅部、板厚１／４ｔ位置におけるミクロ組織を光学顕微鏡で観察した。倍率×５００で、３視野以上観察するとともに、金属組織としてフェライト部のトレースを行った。その後、画像解析ソフトにより、フェライト粒の短軸と長軸およびアスペクト比を求めた。アスペクト比が２．０以上のものを加工フェライトと定義し、それぞれの加工フェライトの面積を算出し、金属組織中に占める加工フェライトの面積分率を算出した。
（機械的特性）
山形鋼の短辺から、ＪＩＳ １Ａ号引張試験片を採取し、引張特性（降伏応力ＹＳ、引張強さＴＳ、伸びＥｌ）を測定した。靭性については、同じく短辺からＪＩＳ Ｚ ２２４２に記載の２ｍｍＶノッチシャルピー衝撃試験片を採取し、−５℃での靭性を評価した。また、入熱２ｋＪ／ｍｍの多層盛り溶接を行った後、溶接ボンド部の−５℃での靭性も併せて評価した。
山形鋼の短辺から、ＪＩＳ １Ａ号引張試験片を採取し、引張特性（降伏応力ＹＳ、引張強さＴＳ、伸びＥｌ）を測定した。靭性については、同じく短辺からＪＩＳ Ｚ ２２４２に記載の２ｍｍＶノッチシャルピー衝撃試験片を採取し、−５℃での靭性を評価した。また、入熱２ｋＪ／ｍｍの多層盛り溶接を行った後、溶接ボンド部の−５℃での靭性も併せて評価した。
表１〜３より分かるように、本発明の条件を満たす発明例の山形鋼は、ＹＳ：４６０ＭＰａ以上、ＴＳ：５７０ＭＰａ以上という優れた強度を有するともに、母材および溶接部における靭性にも優れていた。これに対して、本発明の条件を満たさない比較例では、ＹＳ、ＴＳ、および靭性のいずれかが劣っていた。なお、Ｎｏ．２１では、冷却後のねじれ反りや曲がりが過大であり、正常に成形できなかったため、機械的特性の評価を行わなかった。また、Ｎｏ．２２では、圧延負荷が過大であり、正常に熱間圧延が行えなかったため、圧延を途中で中止した。
＜実施例２＞
表４に示した成分組成を有する鋼を真空溶解炉または転炉で溶製してブルームとし、前記ブルームを加熱炉に装入して加熱後、熱間圧延および加速冷却を施して、図１および表５に示す断面形状・寸法のバルブプレートを製造した。熱間圧延前の加熱、熱間圧延、および熱間圧延後の加速冷却の条件は、表５に示した通りとした。なお、圧延温度としては、ミルの入側、出側に放射温度計を設置し、長辺（ウエブ）の温度を測定した。表５における仕上温度は、最終圧延時の入側温度である。その後、得られたバルブプレートのそれぞれについて、ミクロ組織と機械的性質および溶接ボンド部のシャルピー衝撃特性を評価した。測定結果を表６に示す。なお、評価方法は、それぞれ以下の通りとした。
表４に示した成分組成を有する鋼を真空溶解炉または転炉で溶製してブルームとし、前記ブルームを加熱炉に装入して加熱後、熱間圧延および加速冷却を施して、図１および表５に示す断面形状・寸法のバルブプレートを製造した。熱間圧延前の加熱、熱間圧延、および熱間圧延後の加速冷却の条件は、表５に示した通りとした。なお、圧延温度としては、ミルの入側、出側に放射温度計を設置し、長辺（ウエブ）の温度を測定した。表５における仕上温度は、最終圧延時の入側温度である。その後、得られたバルブプレートのそれぞれについて、ミクロ組織と機械的性質および溶接ボンド部のシャルピー衝撃特性を評価した。測定結果を表６に示す。なお、評価方法は、それぞれ以下の通りとした。
（ミクロ組織）
図２に示す、バルブプレートの球部１／２幅部の板厚中心位置１（板厚ｔ２の中心位置）におけるミクロ組織を光学顕微鏡で観察した。倍率×５００で、３視野以上観察するとともに、金属組織としてフェライト部のトレースを行った。その後、画像解析ソフトにより、フェライト粒の短軸と長軸およびアスペクト比を求めた。アスペクト比が２．０以上のものを加工フェライトと定義し、それぞれの加工フェライトの面積を算出し、金属組織中に占める加工フェライトの面積分率を算出した。
図２に示す、バルブプレートの球部１／２幅部の板厚中心位置１（板厚ｔ２の中心位置）におけるミクロ組織を光学顕微鏡で観察した。倍率×５００で、３視野以上観察するとともに、金属組織としてフェライト部のトレースを行った。その後、画像解析ソフトにより、フェライト粒の短軸と長軸およびアスペクト比を求めた。アスペクト比が２．０以上のものを加工フェライトと定義し、それぞれの加工フェライトの面積を算出し、金属組織中に占める加工フェライトの面積分率を算出した。
また、図２に示すように、バルブプレートのウエブ１／３幅部２から、引張方向がバルブプレートの長さ方向（圧延方向）と平行となるようにＪＩＳ １Ａ号引張試験片を採取し、引張特性（降伏応力ＹＳ、引張強さＴＳ、伸びＥｌ）を測定した。さらに、図２に示すように、球部１／２幅部の板厚中心位置１から、引張方向がバルブプレートの長さ方向（圧延方向）となる丸棒のミクロ引張試験片（平行部径６ｍｍφ、ＧＬ２５ｍｍ）を採取し、引張特性（降伏応力ＹＳ，引張強さＴＳ，伸びＥｌ）を測定した。靭性については、ウエブ１／３幅部２および球部１／２幅部の板厚中心位置１から、それぞれＪＩＳ Ｚ ２２４２に記載の２ｍｍＶノッチシャルピー衝撃試験片を採取し、−５℃での靭性を評価した。また、入熱２ｋＪ／ｍｍの多層盛り溶接を行った後、溶接ボンド部の−５℃での靭性も併せて評価した。
表４〜表６より分かるように、本発明の条件を満たす発明例のバルブプレートは、ＹＳ：４６０ＭＰa以上、ＴＳ：５７０ＭＰａ以上という高い強度を断面積の大きな球部の中心においても有するとともに、溶接部も含め靭性にも優れていた。これに対して、本発明の条件を満たさない比較例では、ＹＳ、ＴＳ、および靭性のいずれかが劣っていた。また、ウエブ部強度は十分満たしても球部の強度が低い、あるいは靭性が低いデータも見られた。これらは、球部においては制御圧延効果がウエブに比べて低いことを表している。
本発明によれば、成分組成と製造条件を最適化することで、高強度と高靭性を付与したＹＳ：４６０ＭＰａ以上、ＴＳ：５７０ＭＰａ以上、−５℃でのシャルピー吸収エネルギー：４７Ｊ以上の山形鋼を生産性よく、安価に製造することができる。
１ 球部１／２幅部の板厚中心位置
２ ウエブ１／３幅部
２ ウエブ１／３幅部
Claims (6)
- 質量％で、
Ｃ ：０．０３〜０．１８％、
Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、
Ｍｎ：０．１〜１．８％、
Ｐ ：０．０３０％以下、
Ｓ ：０．０１０％以下、
Ａｌ：０．００５〜０．０７％、
Ｎ ：０．００６〜０．０１８％、ならびに
Ｖ：０．０１〜０．１２％およびＮｂ：０．００１〜０．０５％の一方または両方を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、下記（１）式で定義される炭素当量Ｃｅｑが０．３６〜０．４４％である成分組成を有し、
面積分率で２０％以上の加工フェライトを含むミクロ組織を有し、
ＹＳ：４６０ＭＰａ以上、ＴＳ：５７０ＭＰａ以上、−５℃におけるシャルピー吸収エネルギー：４７Ｊ以上である機械的特性を有する、バルブプレート。
記
Ｃｅｑ（質量％）＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｍｏ＋Ｖ）／５・・・（１） - 上記成分組成が、質量％で、
Ｃｕ：０．０５〜０．５０％、
Ｎｉ：０．０５〜０．２５％、および
Ｍｏ：０．０１〜０．５０％からなる群より選択される少なくとも１種をさらに含有する、請求項１に記載のバルブプレート。 - 上記成分組成が、質量％で、
Ｔｉ：０．００１〜０．１％および
Ｚｒ：０．００１〜０．１％の一方または両方をさらに含有する、請求項１または２に記載のバルブプレート。 - 上記成分組成が、質量％で、
Ｂ ：０．０００２〜０．００３％をさらに含有する、請求項１〜３のいずれか一項に記載のバルブプレート。 - 上記成分組成が、質量％で、
Ｃａ：０．０００２〜０．０１％および
ＲＥＭ：０．０００２〜０．０１５％の一方または両方をさらに含有する、請求項１〜４のいずれか一項に記載のバルブプレート。 - 請求項１〜５のいずれか一項に記載の成分組成を有する鋼素材を用意し、１１５０〜１３５０℃に加熱した後、熱間圧延してバルブプレートを製造する方法であって、
前記熱間圧延を、Ａｒ３温度以下における累積圧下率：２０〜８０％、仕上温度：（Ａｒ３−５０）〜（Ａｒ３−１２０）℃の条件で行い、
前記熱間圧延後に、冷却開始温度：（Ａｒ３−５０）〜（Ａｒ３−１２０）℃、冷却停止温度：６５０〜５００℃の条件で加速冷却を行い、
前記バルブプレートが、
面積分率で２０％以上の加工フェライトを含むミクロ組織を有し、
ＹＳ：４６０ＭＰａ以上、ＴＳ：５７０ＭＰａ以上、−５℃におけるシャルピー吸収エネルギー：４７Ｊ以上である機械的特性を有する、バルブプレートの製造方法。
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