JPH0941035A - 靱性に優れる低降伏比熱延鋼板の製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【目的】 冷間加工による管成形を受けた後であって
も、低降伏比と優れた靱性を有する熱延鋼板を製造す
る。 【構成】Ｃ：0.005 〜0.030 wt％未満、Si：1.5 wt％以
下、Mn：1.5 wt％以下、 Ｐ：0.020 wt％以下、
Ｓ：0.005 wt％以下、 Al：0.005 〜0.10wt％、Ｎ：
0.0100wt％以下を含み、かつTi：0.20wt％以下およびN
b：0.25wt％以下のうちから選ばれるいずれか１種また
は２種を(Ti+Nb/2)/C ≧４の関係を満たして含有する成
分組成の鋼を、熱間圧延し、その後７００℃まで、ただ
し巻取温度が７００℃を超える場合は巻取温度まで、を
１５℃／sec 未満の速度で冷却し、５５０℃超の温度域
にて巻き取る。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】本発明は、建築・土木用を始めと
する構造用の鋼管、角鋼管（ロールカラム）などの用途
に用いて好適な熱延鋼板（鋼帯を含む。以下同じ）の製
造方法、とりわけ鋼管成形あるいは角鋼管成形後であっ
ても、低い降伏比（ＹＲ）と優れた靱性を有する熱延鋼
板（鋼帯を含む。以下同じ）の製造方法に関するもので
ある。

【０００２】

【従来の技術】近年、建築構造物などの耐震性を向上さ
せるために、この種構造物に用いられる鋼材に、低降伏
比特性が要求されるようになってきた。そして、この降
伏比（ＹＲ＝ＹＳ／ＴＳ）の値は、例えば８５％以下、
場合によっては８０％以下といったものである。さて、
上記建築構造物用鋼材は、製造時の加工履歴の観点から
みた場合、その大部分が鋼板素材に特別な塑性加工を施
さないで製造されているものである。しかし、このうち
の鋼管や角鋼管は、製造性、経済性などの点から、一般
にその多くは、鋼板（通常、熱延鋼板）素材を連続的に
冷間成形加工して製造される。このように、鋼管や角鋼
管が連続成形ライン等における冷間成形を経て製造され
る場合に、熱延鋼板素材は、単純な曲げ加工のほかに複
雑な塑性加工を受けるので、加工前に比して降伏比の上
昇や靱性の低下を招き、したがって鋼管や角鋼管の材質
特性が低下し、構造材として期待した特性を満足しなく
なると言う問題があった。すなわち、このような問題
は、冷間成形工程を経て製造される鋼管や角鋼管が抱え
ている特有なものであると言える。

【０００３】ところで、鋼管や角鋼管におけるこのよう
な問題を解消するために、これまでにも多くの提案がな
されてきた。このうち、降伏比の上昇を抑制するために
採用された対策として、例えば特開平３−８７３１８号
公報に開示されているように、冷間成形後に熱処理を行
い軟化する方法がある。しかしながら、この方法は工程
が複雑化するほか、コストの増大を招くという新たな問
題を招いていた。また、別の対策として、加工による歪
みを理論上必要な最小限に抑える方策をとれば、降伏比
がある程度低い素材を用いることにより、前述した要請
に応えることも可能であると考えられる。しかしこの方
法は、現在一般的に使用されている設備では、ミルのス
タンド数、実用的な操業速度、ミル荷重能力など多くの
制約があるため、実現が困難であった。一方、冷間加工
による靱性の低下への対策としてては、素材の靱性向上
が有効であり、このために従来から一般的に採用されて
いた方法としては、例えば特開昭６２−１１２７２２号
公報に開示されているような、制御圧延・制御冷却によ
る方法が挙げられる。しかし、この方法は素材の靱性向
上には極めて有効であるものの、一方では、降伏比を上
昇させるという問題を生じていた。

【０００４】

【発明が解決しようとする課題】上述したように、熱延
鋼板を冷間で加工して鋼管あるいは角鋼管に成形する
と、降伏比の上昇や靱性の低下を生じる。従来、このよ
うな成形加工による材質劣化にたいしては、これを効果
的に抑制する技術、あるいは成形加工後の材質劣化量を
見込んだ十分な加工前材質特性を付与する熱延鋼板の製
造技術はなかった。本発明の目的は、従来の技術が抱え
ていた上記の問題を有利に解決することにあり、冷間加
工による管成形を受けた後であっても、低降伏比と優れ
た靱性を有する熱延鋼板の製造方法を提供することにあ
る。本発明の具体的な目的は、降伏比が６０％以下、靱
性が破面遷移温度ｖＴｒｓで−２０℃以下、０℃におけ
る吸収エネルギーｖＥｏで２７Ｊ以上であり、冷間成形
加工後でも降伏比が７５％以下、靱性がｖＴｒｓで−１
０℃以下、ｖＥｏで２７Ｊ以上を満たす熱延鋼板の製造
方法を提供することにある。

【０００５】

【課題を解決するための手段】さて、本発明者らは、上
記の目的を達成すべく、数多くの実験と検討を重ねた結
果、低Ｃ鋼にTiおよびNbを添加して、製造条件を適正に
制御する等の手段を駆使することによって、固溶Ｃ量の
減少と析出炭化物の粗大化がはかられ、これにより、冷
間成形加工前だけでなく、成形加工後であっても、降伏
比と靱性の両特性が改善されるとの知見を得た。また、
上記の手段を採用することによって、組織内欠陥が極め
て少ないフェライト単相組織となるので、靱性の面から
有利となること、固溶Ｃが低減するので、溶接部の硬化
および島状マルテンサイトの生成を防止可能になること
等の知見も得られた。本発明は、上記の知見に立脚する
ものであり、その要旨構成は次のとおりである。

【０００６】すなわち、(1) Ｃ：0.005 〜0.030 wt％未
満、Si：1.5 wt％以下、Mn：1.5 wt％以下、 Ｐ：
0.020 wt％以下、Ｓ：0.005 wt％以下、 Al：0.005
〜0.10wt％、Ｎ：0.0100wt％以下を含み、かつTi：0.20
wt％以下およびNb：0.25wt％以下のうちから選ばれるい
ずれか１種または２種を(Ti+Nb/2)/C ≧４の関係を満た
して含有する成分組成の鋼を、熱間圧延し、その後７０
０℃まで、ただし巻取温度が７００℃を超える場合は巻
取温度まで、を１５℃／sec 未満の速度で冷却し、５５
０℃超の温度域にて巻き取ることを特徴とする靱性に優
れる低降伏比熱延鋼板の製造方法。

【０００７】(2) 上記(1) に記載の鋼組成のものに、さ
らにMo：1.0 wt％以下、Cu：2.0 wt％以下、Ni：1.5 wt
％以下、Cr：1.0 wt％以下およびＶ：0.10wt％以下のう
ちから選ばれるいずれか１種または２種以上を含有させ
てなる成分組成の鋼を、熱間圧延し、その後７００℃ま
で、ただし巻取温度が７００℃を超える場合は巻取温度
まで、を１５℃／sec 未満の速度で冷却し、５５０℃超
の温度域にて巻き取ることを特徴とする靱性に優れる低
降伏比熱延鋼板の製造方法。

【０００８】(3) 上記(1) または(2) に記載の鋼組成の
ものに、さらにCa：0.0005〜0.0050wt％、REM ：0.001
〜0.020 wt％のうちから選ばれるいずれか１種または２
種を含有させてなる成分組成の鋼を、熱間圧延し、その
後７００℃まで、ただし巻取温度が７００℃を超える場
合は巻取温度まで、を１５℃／sec 未満の速度で冷却
し、５５０℃超の温度域にて巻き取ることを特徴とする
靱性に優れる低降伏比熱延鋼板の製造方法。

【０００９】

【作用】以下、本発明を具体的に説明する。まず、本発
明を開発する契機となった実験結果について述べる。
Ｃ：0.025 wt％, Si：0.3 wt％, Mn：0.7 wt％，Ｐ：0.
008 wt％，Ｓ：0.0020wt％，Al：0.030 wt％，Ti：0.05
wt％，Nb：0.20wt％,(Ti+Nb/2)/C＝６，Ｎ：0.0023wt％
の鋼スラブを、スラブ加熱温度（ＳＲＴ）：１１５０
℃, 熱間圧延終了温度（ＦＤＴ）：８００℃, 熱延後７
００℃までの冷却速度：９℃／sec （ただし、コイル巻
取温度（ＣＴ）が７００℃を超える場合にはＣＴまでの
冷却速度）、巻取温度（ＣＴ）：４５０〜７２０℃で熱
間圧延し、板厚１８ｍｍの熱延鋼板とした。

【００１０】得られた熱延鋼板について、固溶Ｃ量を調
査するとともに、板厚中心から試験片を採取し、引張試
験（ＪＩＳ１４号Ａ丸棒、Ｌ方向）およびシャルピー衝
撃試験（標準サイズ、Ｌ方向）を行った。ここに、降伏
比（ＹＲ＝ＹＳ／ＴＳ）を求めるためのＹＳとしては、
０．２％耐力（非時効性鋼）または下降伏応力（時効性
鋼、おおよそＡＩ＝１５ＭＰａ）の値を採用した。ま
た、固溶Ｃの測定法としては、時効指数ＡＩ（Ageing I
ndex) の値、すなわち、５％の予歪みを付与し、１００
℃３０分の時効処理した後の硬化量を用いた。このＡＩ
値は、侵入型固溶元素（Ｃ，Ｎ）量を示す指標である
が、ＮはAl,Ti等で固定されるので、ＡＩ値の低減は固
溶Ｃの低減と同義である。

【００１１】図１に、ＹＲおよびＡＩに及ぼす巻取温度
（ＣＴ）の影響を示す。図１から明らかなように、ＣＴ
が５５０℃を超えると、ＡＩ＜５ＭＰａとなり、熱延板
のＹＲ≦０．６となる。さらに、ＣＴが６００℃以上に
なるとＡＩ≦３ＭＰａとなり、熱延板のＹＲはさらに低
下することがわかる。このように固溶Ｃを低減すること
により低降伏比化が可能になる機構は、上降伏点が発生
しなくなること、固溶Ｃに固着された転位が減少し可動
転位が相対的に増加していることによるものと考えられ
る。また、靱性が改善される理由は、低ＹＲ化と同じ機
構によるものであり、低温における衝撃的な変形に対し
ても塑性変形を起こしやすくなり、衝撃吸収エネルギー
が低下しにくくなるためであると考えられる。

【００１２】次に、本発明において、化学成分組成およ
び製造条件などを前記の範囲に限定した理由について述
べる。 Ｃ：0.005 〜0.030 wt％未満 Ｃが 0.005wt％未満では、熱延板で低ＹＲが得られるも
のの、強度不足となりやすく、また高ｎ値化するため加
工硬化量が大きく、その結果、成形後のＹＲが高くなる
傾向になる。また、結晶粒の粗大化による鋼板靱性の低
下、とりわけ溶接部においては粒成長に起因する靱性の
低下や溶接軟化、溶接部破断を引き起こす可能性があ
る。一方、Ｃを 0.030wt％以上含有させると、多量の炭
化物形成元素（Nb、Ti）を添加しても固溶Ｃを必要量ま
で低下させることが困難になるほか、溶接部に島状マル
テンサイトが発生して溶接部の靱性を劣化させる。な
お、Ｃ量が本発明範囲内であれば、Ｃ量とＹＲとの間に
は特に大きな相関はない。むしろ、Ｃを0.015wt％未満
に低減するためには、脱ガスのための処理時間が長くな
りコスト的に不利になる。したがってＣの含有量は 0.0
05〜0.030 wt％未満、好ましくは0.015 〜0.030wt ％未
満とする。

【００１３】Si：1.5 wt％以下 Siは、強化元素として有用な元素であり、固溶Ｃが低い
鋼においての靱性への悪影響も少ない元素である。しか
し1.5 wt％を超えての添加は、靱性への悪影響が顕在化
し、溶接部の割れ感受性も増大させる。したがって、Si
の含有量は1.5wt％以下とし、強度改善の寄与を考慮す
ると0.8 wt％以下とするのが好ましい。

【００１４】Mn：1.5 wt％以下 Mnは、強化元素として有用な元素である。しかし、1.5
wt％を超えて添加すると溶接部の硬さを上昇させ、溶接
割れ感受性を高め、また島状マルテンサイトを発生させ
靱性を低下させる懸念もある。さらに、過剰なMn添加
は、固溶Ｃの拡散速度を低下させ、炭化物析出による固
溶Ｃの低減を遅らせる作用を有している点からも好まし
くない。したがって、Mnの含有量は1.5 wt％以下とし、
強度改善効果を考慮すると0.8 wt％以下とするのが好ま
しい。

【００１５】Ｐ：0.020 wt％以下 Ｐは、本発明範囲の固溶Ｃ量では、非時効性鋼ほどの靱
性への悪影響はないが、0.020 wt％を超えると靱性劣化
に及ぼす影響が大きくなる。したがって、Ｐの含有量は
0.020 wt％以下、好ましくは wt％以下とする。

【００１６】Ｓ：0.005 wt％以下 Ｓは、耐食性劣化や水素脆性の原因となる元素であるの
で、極力低減することが好ましく、0.005 wt％以下の範
囲で許容できる。なお、腐食性環境など使用条件が厳し
い場合には、Ｓ量は0.0025wt％以下に制限するすること
が好ましい。

【００１７】Al：0.005 〜0.10wt％ Alは、鋼の脱酸およびＮの固定のために有用な元素であ
る。その効果を得るには、少なくとも0.005 wt％の添加
が必要であるが、0.10wt％を超える添加はコスト上不利
となるので0.005 〜0.10wt％の範囲で含有させるものと
する。

【００１８】なおＮは、TiまたはAlで固定されるが、こ
れら元素の歩留り低下を抑制するために、0.0050wt％以
下に制限するのが望ましい。

【００１９】Ｎ：0.0100wt％以下 Ｎは、固溶状態では靱性の低下やＹＲの上昇を招くた
め、Ｔｉ，Ａｌ，Ｂ等の窒化物として固定される。しか
しＮ量が多いとこれら元素の添加量増によるコスト上昇
を招くので、低減することが好ましく、0.0100wt％以下
の範囲で許容できる。なお、好ましくは0.0050wt％以下
とする。

【００２０】Ti：0.20wt％以下、Nb：0.25wt％以下、か
つ(Ti+Nb/2)/C ≧４ TiおよびNbは、ともに本発明において重要な元素であ
り、固溶Ｃを析出固定してＡＩを５ＭＰａ未満、好まし
くは３ＭＰａ以下に制御するとともに、比較的粗大なTi
Ｃ，NbＣを形成して、これら炭化物によるＹＲの上昇を
抑制する。その効果をもたらすためには、（Ti＋Nb／
２）／Ｃ≧４を満たすことが必要である。なお、安定し
て固溶Ｃを低減するためには、（Ti＋Nb／２）／Ｃ≧５
であることが望ましい。しかし、Ti、Nbの添加量が過多
になると介在物が増加し、溶接部の靱性の上から不利に
なるので、それぞれ0.20wt％以下、0.25wt％以下の範囲
で添加する。

【００２１】以上、基本成分について説明したが、本発
明では、Mo,Cu,Ni,Cr,Ｖ,Ca,REM を適宜添加することが
できる。 Mo：1.0 wt％以下、Cu：2.0 wt％以下、Ni：1.5 wt％以
下、Cr：1.0 wt％以下およびＶ：0.10wt％以下 これらの元素は、いずれも強化元素として補助的に使用
される元素であるが、過剰に添加すると溶接部の靱性低
下等の悪影響をもたらすので上記範囲に限定する。

【００２２】Ca：0.0005〜0.0050wt％、REM ：0.001 〜
0.020 wt％ CaおよびREM はいずれも、硫化物の形態を球状化させ、
靱性、耐サワー性、溶接性等を向上させる作用を有して
いる。しかし、いずれも過剰に添加すると介在物が増加
して靱性を劣化させるので上記範囲に限定する。

【００２３】次に、本発明による熱延鋼板を製造するた
めの条件について説明する。 ・熱間圧延後の冷却速度；炭化物を析出させて固溶Ｃを
調整するためには、７００℃まで（巻取温度が７００℃
を超える場合は巻取温度まで）の冷却速度を制御する必
要がある。この温度範囲を１５℃／sec 以上の冷却速度
で冷却した場合には、炭化物の析出が不十分になる傾向
があるほか、フェライト粒内に歪みが残留しやすく、降
伏比が上昇し、靱性が低下する。また、冷却速度が大き
すぎると、熱延鋼帯の全長にわたってこの冷却速度を安
定して維持することが困難となり、鋼帯長手方向に材質
が不均一になること、鋼帯の表面と板厚中央部との間で
材質が不均一になること、鋼板形状が悪化することなど
の不利を招く。したがって、熱間圧延後７００℃まで
（巻取温度が７００℃を超える場合は巻取温度まで）の
冷却速度を１５℃／sec未満とする。なお、この冷却速
度が５℃／sec 未満になると、結晶粒径が粗大化し、靱
性が低下する傾向を示すので、より良好な降伏比と靱性
を得るためには、５℃／sec 以上、１０℃／sec 未満と
することが好ましい。

【００２４】・巻き取り温度（ＣＴ）；炭化物の析出に
よる固溶Ｃ（ＡＩ）調整と析出強化の作用は、その大部
分がコイル巻き取り後の徐冷過程で起こるので、熱間圧
延後の巻き取り温度は特に重要な要件である。巻き取り
温度が５５０℃以下では、固溶Ｃ量の低減が不十分とな
り、また均一な材質が得られにくい。したがって、安定
したＡＩ値を得るための熱間圧延後の巻き取り温度は、
５５０℃超、好ましくは６００℃以上の温度とする必要
がある。なお、巻き取り温度が８５０℃を超えると、高
温での徐冷により結晶粒が粗大化し靱性が低下するの
で、８５０℃以下にするのが望ましい。

【００２５】上述した熱延後の冷却速度と巻き取り温度
は、本発明においてとくに重要な要件であり、鋼帯の全
長、全幅にわたり均一な条件で処理可能なものである。
次に、この他の好適な製造条件を述べる。本発明の成分
組成からなるスラブを用いて熱間圧延する場合には、材
質のスラブ加熱温度（ＳＲＴ）依存性は小さい。このた
めスラブは再加熱しても、再加熱することなく連続鋳造
後直接圧延してもよい。また、スラブ加熱温度も通常の
範囲内（９５０〜１３００℃）であればよい。また、材
質の仕上げ圧延温度（ＦＴ）依存性も小さいので、仕上
げ圧延温度も通常の範囲内（７５０〜９５０℃）であれ
ばよい。なお、仕上げ板厚は使用目的（鋼管、角鋼管、
その他構造材）のうえから５〜３０ｍｍの範囲が適切で
ある。

【００２６】上述した成分組成と製造条件の組合せによ
り、金属組織の適正化がはかられ、低降伏比と良好な靱
性が得られるのである。このとき形成される金属組織は
ポリゴナルフェライト相単相（ベイナイティックフェラ
イトを含まない）である。すなわち、ポリゴナルフェラ
イト相単相とすることにより、靱性や耐サワー性を劣化
させるマクロ的な欠陥を低減することができる。なお、
冷却速度が本発明範囲を外れて大きくなった場合または
巻取温度が低くなった場合には、ベイナイト状（ベイナ
イティックフェライト）になりやすく、高降伏比となる
ので好ましくない。

【００２７】

【実施例】表１に示す種々の成分組成からなる鋼スラブ
を再加熱した後、表２に示す再加熱温度（ＳＲＴ）、圧
延終了温度（ＦＴ）、冷却速度および巻取温度（ＣＴ）
で熱間圧延して鋼板とし、この鋼板を用いて角管に成形
後、電縫溶接して角鋼管にした。熱延鋼板の板厚は、表
３に示す角鋼管サイズに応じて、９ｍｍｔ（２００ｍ
ｍ，２５０ｍｍ角）、１２ｍｍｔ（３００ｍｍ角）、１
６ｍｍｔ（３５０ｍｍ角）、１９ｍｍｔ（４００ｍｍ，
４５０ｍｍ角）および２５ｍｍｔ（５００ｍｍ角）とし
た。かくして得られた熱延鋼板について、金属組織の調
査を行うとともに、時効指数（ＡＩ）を測定した。ま
た、熱延鋼板および角管成形材について、降伏強さ（Ｙ
Ｓ）、引張強さ（ＴＳ）、降伏比（ＹＲ）、破面遷移温
度（ｖＴｒｓ）、０℃における吸収エネルギー（ｖＥ
ｏ）等の特性を測定した。さらに、電縫溶接熱影響部
（ＨＡＺ）についても、破面遷移温度、０℃における吸
収エネルギーを測定した。ここで、引張試験はＪＩＳ１
４号Ａ試験片を用い、衝撃試験はＪＩＳＺ２２０２に準
拠したよるシャルピー試験片を用いて行った。得られた
結果のうち、組織とＡＩについては表２に、各種の引張
特性、衝撃特性の結果を表３にそれぞれ示す。

【００２８】

【表１】

【００２９】

【表２】

【００３０】

【表３】

【００３１】表１〜３から明らかなように、本発明法に
従い製造した熱延鋼板では、いずれも目標とした特性が
得られ、熱延鋼板の特性で、ＹＲが６０％以下、ｖＴｒ
ｓが−２０℃以下、ｖＥｏが２７Ｊ以上、また角管成形
後の特性で、ＹＲが７５％以下、ｖＴｒｓが−１０℃以
下、ｖＥｏが２７Ｊ以上を示していることがわかる。ま
た、溶接部の靱性についても、ｖＴｒｓが−１０℃以
下、ｖＥｏが２７Ｊ以上を示していることがわかる。特
に、（Ｔｉ＋Ｎｂ／２）／Ｃ、Ｍｎ、ＣＴなどの条件を
より適正に制御した場合（１Ａ，２Ａ，３〜５および７
〜１１）には、熱延鋼板で、ＹＲが５８％以下、ｖＴｒ
ｓが−３０℃以下、また角管成形後で、ＹＲが７２％以
下、ｖＴｒｓが−２０℃以下、溶接部のｖＴｒｓが−２
０℃以下であり、極めて優れた特性が得られた。これに
対し、成分組成、製造条件が本発明範囲を外れた場合
（１Ｂ，１Ｃ，１２〜１５）には、熱延鋼板の降伏比、
靱性のうちの少なくとも１つの特性が劣っていることが
わかる。また、冷間加工や溶接によるこれら特性の劣化
も大きいことがわかる。

【００３２】

【発明の効果】かくして本発明によれば、熱間圧延まま
の状態で、極めて低い降伏比と良好な靱性を有し、しか
も冷間加工により鋼管あるいは角鋼管に成形した後で
も、これら材質の劣化が少ない熱延鋼板の製造が可能と
なる。その上、本発明によれば、溶接部の靱性、鋼帯長
手方向、厚み方向の材質が均一で鋼板形状も良好な熱延
鋼板の製造が可能となる。したがって、これらの特性が
要求される建築、土木用の鋼管、角鋼管などの用途に用
いて優れた効果を奏する。

【図面の簡単な説明】

【図１】巻取温度（ＣＴ）と降伏比（ＹＲ）および時効
指数（ＡＩ）との関係を示すグラフである。

Claims (3)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】Ｃ：0.005 〜0.030 wt％未満、Si：1.5 wt
   ％以下、Mn：1.5 wt％以下、 Ｐ：0.020 wt％以
   下、Ｓ：0.005 wt％以下、 Al：0.005 〜0.10wt％、
   Ｎ：0.0100wt％以下を含み、かつTi：0.20wt％以下およ
   びNb：0.25wt％以下のうちから選ばれるいずれか１種ま
   たは２種を(Ti+Nb/2)/C ≧４の関係を満たして含有する
   成分組成の鋼を、熱間圧延し、その後７００℃まで、た
   だし巻取温度が７００℃を超える場合は巻取温度まで、
   を１５℃／sec 未満の速度で冷却し、５５０℃超の温度
   域にて巻き取ることを特徴とする靱性に優れる低降伏比
   熱延鋼板の製造方法。
2. 【請求項２】請求項１に記載の鋼組成のものに、さらに
   Mo：1.0 wt％以下、Cu：2.0 wt％以下、Ni：1.5 wt％以
   下、Cr：1.0 wt％以下およびＶ：0.10wt％以下のうちか
   ら選ばれるいずれか１種または２種以上を含有させてな
   る成分組成の鋼を、熱間圧延し、その後７００℃まで、
   ただし巻取温度が７００℃を超える場合は巻取温度ま
   で、を１５℃／sec 未満の速度で冷却し、５５０℃超の
   温度域にて巻き取ることを特徴とする靱性に優れる低降
   伏比熱延鋼板の製造方法。
3. 【請求項３】請求項１または２に記載の鋼組成のもの
   に、さらにCa：0.0005〜0.0050wt％、REM ：0.001 〜0.
   020 wt％のうちから選ばれるいずれか１種または２種を
   含有させてなる成分組成の鋼を、熱間圧延し、その後７
   ００℃まで、ただし巻取温度が７００℃を超える場合は
   巻取温度まで、を１５℃／sec 未満の速度で冷却し、５
   ５０℃超の温度域にて巻き取ることを特徴とする靱性に
   優れる低降伏比熱延鋼板の製造方法。