JP4044862B2 - 耐震性と溶接性に優れた複合組織型高強度鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
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５００〜６００Ｎ／ｍｍ2 程度の鋼板及びそ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への使用において特に有効である。
【０００２】
【従来の技術】
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。
【０００３】
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。
【０００４】
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。
【０００５】
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Ａｒ3 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。
【０００６】
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。いずれの方法も低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、生産性という観点からも、前者の方法ではＡｒ3 点とＡｒ1 点の間の温度まで冷却するのに時間がかかるために生産性が大きく低下する。
【０００７】
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２回以上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。
【０００８】
【特許文献１】
特開平１０−２６５８４４号公報
【特許文献２】
特開平０３−１１５５２４号公報
【０００９】
【発明が解決しようとする課題】
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及びその製造方法を提供することを課題としている。
【００１０】
【課題を解決するための手段】
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。
【００１１】
（１）鋼が、質量％で、Ｃｒ：０．１５〜１．０％、Ｍｎ：０．２７％以上１．０％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／Ｃｒで表されるＸ１が０．５以上５．０以下であり、Ｍｎ量（質量％）と最終板厚ｔ（ｍｍ）の関係がＭｎ≦０．００６ｔ＋０．４であり、Ｘ２＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｃｒ／５で表されるＸ２が０．２５以上０．３８以下であることを特徴とする、耐震性と溶接性に優れた複合組織型高強度鋼板。
【００１２】
（２）質量％でさらに、Ｍｏ：０．０１％以上０．１５％未満を含有し、質量％で表す（Ｃｒ＋Ｍｏ）が０．２以上１．０以下、Ｘ１＝Ｍｎ／（Ｃｒ＋Ｍｏ）で表されるＸ１が０．５以上５．０以下、Ｘ２＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｍｏ／４＋Ｃｒ／５で表されるＸ２が０．２５以上０．３８以下であ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複合組織型高強度鋼板。
（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複合組織型高強度鋼板。
（４）質量％でさらに、Ｔｉ：０．００１〜０．１％、ＲＥＭ：０．００１〜０．１％、Ｍｇ：０．０００５〜０．０２％、Ｃａ：０．０００５〜０．０２％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複合組織型高強度鋼板。
【００１３】
（５）質量％でさらに、Ｃｕ：０．００５〜１％、Ｎｉ：０．０１〜２％、Ｖ：０．００１〜０．２％、Ｂ：０．０００５〜０．００５％の１種または２種以上を含有し、Ｍｏを含有しないときはＸ２＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｃｒ／５＋Ｎｉ／４０＋Ｖ／１４で表されるＸ２が０．２５以上０．３８以下、Ｍｏを含有するときは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０．３８以下であ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複合組織型高強度鋼板。
【００１４】
（６）質量％で、Ｃｒ：０．１５〜１．０％、Ｍｎ：０．２７％以上１．０％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／Ｃｒで表されるＸ１が０．５以上５．０以下であり、Ｍｎ量（質量％）と最終板厚ｔ（ｍｍ）の関係がＭｎ≦０．００６ｔ＋０．４であり、Ｘ２＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｃｒ／５で表されるＸ２が０．２５以上０．３８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℃未満での厚下率を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複合組織型高強度鋼板の製造方法。
【００１５】
（７）質量％で、Ｃｒ：０．１５〜１．０％、Ｍｎ：０．２７％以上１．０％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／Ｃｒで表されるＸ１が０．５以上５．０以下であり、Ｍｎ量（質量％）と最終板厚ｔ（ｍｍ）の関係がＭｎ≦０．００６ｔ＋０．４であり、Ｘ２＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｃｒ／５で表されるＸ２が０．２５以上０．３８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℃以下での厚下率を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複合組織型高強度鋼板の製造方法。
【００１６】
（８）質量％でさらに、Ｍｏ：０．０１％以上０．１５％未満を含有し、質量％で表す（Ｃｒ＋Ｍｏ）が０．２以上１．０以下、Ｘ１＝Ｍｎ／（Ｃｒ＋Ｍｏ）で表されるＸ１が０．５以上５．０以下、Ｘ２＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｍｏ／４＋Ｃｒ／５で表されるＸ２が０．２５以上０．３８以下であることを特徴とする、前記（６）または（７）に記載の耐震性と溶接性に優れた複合組織型高強度鋼板の製造方法。
（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）ないし（８）のいずれか１項に記載の耐震性と溶接性に優れた複合組織型高強度鋼板の製造方法。
（１０）質量％でさらに、Ｔｉ：０．００１〜０．１％、ＲＥＭ：０．００１〜０．１％、Ｍｇ：０．０００５〜０．０２％、Ｃａ：０．０００５〜０．０２％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複合組織型高強度鋼板の製造方法。
（１１）質量％でさらに、Ｃｕ：０．００５〜１％、Ｎｉ：０．０１〜２％、Ｖ：０．００１〜０．２％、Ｂ：０．０００５〜０．００５％の１種または２種以上を含有し、Ｍｏを含有しないときはＸ２＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｃｒ／５＋Ｎｉ／４０＋Ｖ／１４で表されるＸ２が０．２５以上０．３８以下、Ｍｏを含有するときは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０．３８以下であ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複合組織型高強度鋼板の製造方法。
【００１７】
（１２）圧延終了後に開始する水冷において、６５０℃超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複合組織型高強度鋼板の製造方法。
【００１８】
【発明の実施の形態】
以下に本発明を詳細に説明する。
発明者らは、母材の降伏比が低く、母材の強度が高く、溶接性が良好、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い待ち時間や２回以上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、成分と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作りこむことで、前記鋼板が製造可能であることを見いだした。
【００１９】
最も重要な点は、Ｃｒを適量添加することにある。これは、特定条件下ではフェライト変態が進行する途上の変態−未変態界面の移動を固溶Ｃｒが抑制し、幅広い温度域にわたって変態進行が抑制されるため、低合金かつ容易な製造方法で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が得られるという新知見を活用したものである。普通、フェライトを生成させるためには合金元素の添加総量を低減するが、この場合フェライト生成後の残部オーステナイトは一般的にパーライト主体の組織を形成し、降伏比は低いものの強度が低くなってしまう。
【００２０】
一方、合金元素の添加総量を増大すると、フェライト生成量が少なく、ベイナイトやマルテンサイト主体の組織となるため、強度が高いものの降伏比は高くなる。本発明では、従来技術であればフェライトとパーライトが主体となる水準の合金元素添加量であっても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組織を作りこむことが可能である。この効果を得るためには０．１５％以上のＣｒ添加が必要であること、また１．０％超の添加では溶接熱影響部の靭性が低下することから、Ｃｒの添加量を０．１５％以上１．０％以下と規定した。
【００２１】
Ｍｏも本発明において重要な元素の一つである。Ｍｏは、Ｃｒよりも強い効果でフェライトを安定化し、さらにフェライト生成後の変態−未変態界面移動抑制によって変態の進行を抑制し、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効な元素である。ただし、本発明で主眼とする引張強さ５００〜６００Ｎ／ｍｍ2 程度の鋼材に使用するにあたっては、溶接性を低下させないという観点でＣｒの方が好適であることから、Ｃｒの添加を必須とし、Ｍｏは必要に応じて補助的に添加するものとする。０．０１％未満の添加では効果が小さく、０．１５％以上の添加は溶接性を低下させるため、その範囲を０〜０．１５％と規定する。
【００２２】
なお、ＣｒとＭｏは本発明では類似の効果をもたらす元素として使用するため、その総計の添加量を規定する必要がある。質量％で表す（Ｃｒ＋Ｍｏ）が０．２未満では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組織を形成する効果が小さく、逆に１．０超では溶接性が低下するため、質量％で表す（Ｃｒ＋Ｍｏ）を０．２以上１．０以下と規定する。
【００２３】
次に重要な元素はＭｎである。ＭｎもＣｒやＭｏと同様の置換型溶質元素であるが、固溶状態でオーステナイトを安定化するという点でＣｒやＭｏと逆の効果を有する。たとえＣｒとＭｏを本発明の範囲で添加した場合でも、Ｍｎの添加量が高いとフェライトが安定的に生成せず、ＣｒとＭｏによるフェライト生成後の変態抑制効果を得ることが困難になるため、Ｍｎの添加量と、Ｍｎと（Ｃｒ＋Ｍｏ）の添加量の比を定めることが重要となる。Ｍｎの添加量は、０．１５％未満では強度増大の効果が小さく、１．００％以上ではフェライトを安定的に得ることが難しくなるため、０．１５％以上１．００％未満とした。Ｍｎと（Ｃｒ＋Ｍｏ）の添加量の比は、Ｍｎ／（Ｃｒ＋Ｍｏ）が０．５未満では溶接熱影響部の靭性が低下し、５．０超ではフェライトの確保が困難でかつその後の変態抑制効果が小さくなるため、Ｘ１＝Ｍｎ／（Ｃｒ＋Ｍｏ）で表されるＸ１の値を０．５以上５．０以下と規定した。なお、この効果はＸ１の値が０．５以上２．０以下の場合に顕著となることから、望ましくはＸ１の値を０．５以上２．０以下とする。なお、前記したようにＭｏは必要に応じて補助的に添加するものであるから、Ｘ１の値は、Ｍｏを添加しない場合はＸ１＝Ｍｎ／Ｃｒで表され、Ｍｏを添加する場合はＸ１＝Ｍｎ／（Ｃｒ＋Ｍｏ）で表される。
【００２４】
さらに、Ｍｎ量は鋼板の最終板厚に応じて上限を設定する必要がある。本発明は、板厚１０ｍｍから１００ｍｍの鋼板を対象としているが、板厚が薄くなるほど同一水冷条件に４おける冷却速度が増大する。冷却速度が増大した場合には、フェライトの確保が困難になること、さらにＣｒとＭｏによるフェライト変態開始後の変態抑制効果が低下することから、水量密度０．２〜２．０ｍ3 ／ｍｉｎ．・ｍ2 の範囲でフェライトとベイナイトあるいはマルテンサイトの複合組織を得るための条件について検討を行い、板厚ｔ（ｍｍ）においてＭｎ≦０．００６ｔ＋０．４を満足する必要があることを見いだし、Ｍｎと板厚の関係をＭｎ≦０．００６ｔ＋０．４と規定した。
【００２５】
さらに、合金元素の添加総量も、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０．３８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が強度が低いことから、Ｘ２の値を０．２５以上０．３８以下と規定した。なお、前記したようにＭｏは必要に応じて補助的に添加するものであり、Ｎｉ、Ｖについても強度確保の観点から必要に応じて添加するものであるため、Ｘ２の値は、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｖのすべてを添加しない場合はＸ２＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｃｒ／５で表され、Ｍｏのみを添加する場合はＸ２＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｍｏ／４＋Ｃｒ／５で表される。同様にＮｉ、Ｖを必要に応じて添加する場合には、Ｍｏを含有しないときはＸ２＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｃｒ／５＋Ｎｉ／４０＋Ｖ／１４で表され、Ｍｏを含有するときはＸ２＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｍｏ／４＋Ｃｒ／５＋Ｎｉ／４０＋Ｖ／１４で表される。
【００２６】
フェライトとベイナイトあるいはマルテンサイトを主体とする組織を作りこむためには、製造方法の規定も重要となる。最も重要なのは圧延条件と水冷条件の組み合わせである。圧延条件は、圧延の仕上げ温度が１０００℃超ではフェライトの確保が困難となり、かつ母材の靭性が低下するため、また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ことから、圧延の仕上げ温度は前記のようにＡｒ3 点以上１０００℃以下と規定した。
【００２７】
圧延および水冷条件は、圧延の仕上げ温度をＡｒ3 点以上９００℃未満とする場合と９００℃以上１０００℃以下とする場合でとりうる条件が異なる。圧延の仕上げ温度がＡｒ3 点以上９００℃未満の場合、未再結晶温度域での圧下率を３０％以上９０％以下とし、さらに圧延後の水冷における冷却速度を２℃／ｓ以上１００℃／ｓ以下とする必要がある。このように、未再結晶温度域で十分な圧下を加えた場合には、フェライトが安定生成するため、フェライト変態が進行する途上でsolute-drag 効果によって変態−未変態界面近傍の固溶ＣｒあるいはＭｏ量が増大し、変態進行が抑制され、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組織となる。未再結晶温度域での圧下率が３０％未満ではフェライトが安定生成せず、９０％超では生産性が低下するため、未再結晶温度域での圧下率を３０％以上９０％以下と規定した。
【００２８】
また、冷却速度が２℃／ｓ未満ではフェライトとパーライト主体の組織となり、１００℃／ｓ超ではフェライトが十分に生成しないため、圧延後の水冷における冷却速度を２℃／ｓ以上１００℃／ｓ以下と規定した。なお、冷却速度は５℃／ｓ以上３０℃／ｓ以下の範囲にある場合にフェライトとベイナイトあるいはマルテンサイトの複合組織が得やすいことから、望ましくは圧延後の水冷における冷却速度を５℃／ｓ以上３０℃／ｓ以下とする。
【００２９】
圧延の仕上げ温度が９００℃以上１０００℃以下の場合、再結晶温度域での圧下率を２０％以上９０％以下とし、さらに圧延後の水冷における冷却速度を１℃／ｓ以上５０℃／ｓ以下とする必要がある。未再結晶温度域での圧延が少ない場合には、フェライト変態核が少なく、かつ再結晶オーステナイトの界面移動に際してオーステナイト−オーステナイト界面の固溶Ｍｏ量が増大することが重畳し、フェライトが安定生成しないため、再結晶温度域での十分な圧下と低い冷却速度が必要である。再結晶温度域での圧下率が２０％未満の場合にはフェライトが安定的に生成しないため、一方９０％超では生産性が低下するため、再結晶温度域での圧下率を２０％以上９０％以下と規定した。
【００３０】
また、冷却速度が１℃／ｓ未満ではフェライトとパーライト主体の組織となり、５０℃／ｓ超ではフェライトが十分に生成しないため、圧延後の水冷における冷却速度を１℃／ｓ以上５０℃／ｓ以下と規定した。なお、冷却速度は５℃／ｓ以上３０℃／ｓ以下の範囲にある場合にフェライトとベイナイトあるいはマルテンサイトの複合組織が得やすいことから、望ましくは圧延後の水冷における冷却速度を５℃／ｓ以上３０℃／ｓ以下とする。
【００３１】
ここで、圧延の仕上げ温度とは、圧延最終パスの直前に測定される鋼板表面部の温度である。Ａｒ3 点は、直接の測定はできないものの、最終の鋼板から採取した試験片による＃により実際の加工熱処理を模擬した試験を行い、変態開始温度として推定可能である。再結晶温度域、未再結晶温度域についても、＃により急冷材の組織を観察することで分岐温度の見積りが可能である。なお、圧延後の水冷における冷却速度とは、Ａｒ3 点から水冷停止温度における板中心部の平均冷却速度を指し、板の中心部に熱電対を埋め込んだ予備試験片を実際に冷却する実験を行うことで推定が可能となる。また、圧下率とは、圧延前の板厚から圧延後の板厚を引いた値を圧延前の板厚で除した値の百分率表示である。
【００３２】
以下に、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や溶接性の低下を招くためその上限を０．２％とする。
【００３３】
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。
【００３４】
Ｎｂは、制御圧延効果の増大によってフェライトを安定化し、フェライト生成後の変態進行抑制効果を有利に発揮させる元素であり、必要に応じて添加される。０．００１％未満の添加ではその効果は小さく、一方、０．１％を超える添加は溶接性を低下させるため、その範囲を０．００１〜０．１％とする。
【００３５】
Ｔｉ、ＲＥＭ、Ｍｇ、Ａｌ、Ｃａ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、Ａｌ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、Ａｌで０．１％、Ｍｇ、Ｃａで０．０２％とする。
【００３６】
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する。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０．０１〜１％とする。
【００３７】
Ｎｉは、強度確保のために必要に応じて添加される。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。
【００３８】
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。
【００３９】
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。
【００４０】
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、加熱温度は鋼板表面で測定した値とする。
【００４１】
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。
【００４２】
圧延後に実施する水冷の停止する温度も本発明において重要な要件である。
その１つが、水冷を３５０℃以上６５０℃以下で停止し、以後空冷する方法である。３５０℃未満である場合には、母材靱性が低下するため、一方６５０℃超では強度が低下するため、水冷停止温度を３５０℃以上６５０℃以下と規定する。
【００４３】
２つ目の方法が、該冷却を３５０℃以下で停止し、さらに３５０℃以上６５０℃以下の温度で１０分以上焼き戻す方法である。６５０℃℃以上で水冷停止したり、焼き戻し温度を６５０℃超とした場合には、強度が低下すること、焼き戻し温度を３５０℃未満とした場合には母材靭性が低下することから、水冷停止温度を３５０℃以下、焼き戻し温度を３５０℃以上６５０℃以下とする。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±３０℃以内にある時間を指す。また、加熱温度は鋼板表面で測定した値とする。
【００４４】
本発明で規定した鋼材を得るための製造方法としては、上記の条件とあわせて下記の要件を満足することが望ましい。
圧延後の水冷を開始する鋼板中心部温度は、Ａｒ3 点以上とすることが望ましい。これは、水冷開始時鋼板中心部温度がＡｒ3 点未満の場合には水冷開始以前にフェライトが生成し、水冷開始温度の微小なばらつきでもフェライト体積率が変化して材質が均一でなくなり、かつ生産性が低下するため、圧延後の水冷を開始する鋼板中心部温度は、Ａｒ3 点以上とする。
【００４５】
圧延の開始温度は、母材靱性を低下させない範囲で任意の温度を選択することができる。圧延の開始温度が９００℃未満となる場合には、加熱後に圧延を開始するまでの時間が長くなり生産性が大きく低下するため、一方開始温度が１１００℃以上ではオーステナイトが粗大化して最終組織の粗大化を通じて母材靱性が低下するため、圧延の開始温度は１１００℃以下９００℃以上とする。
なお、圧延の開始温度や終了温度は圧延機の直前直後に取り付けられた温度計により測定された鋼板表面の温度とする。
【００４６】
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。
圧延終了後に開始する水冷において、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１０℃／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る。
【００４７】
なお、この二段階の冷却における冷却速度も、鋼板中に熱電対を埋め込んだ予備試料を使用して、最初に二段階の冷却のうち前半のみの冷却を行うことで前半の冷却速度と冷却速度が変化する温度を測定し、その後に二段階の冷却を行うことで後半の冷却速度を測定するものとする。
【００４８】
【実施例】
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＋０．７、Ｃｅｑ．、Ｐｃｍを表１に、製造条件を表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。
【００４９】
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。
【００５０】
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。
【００５１】
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。
【００５２】
発明例１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、Ｃｒを適量添加し、（Ｍｏ＋Ｃｒ）の値を０．２以上１．０以下とし、Ｍｎと（Ｍｏ＋Ｃｒ）の添加量比を特に望ましい０．５以上２．０以下の範囲に制御し、板厚２０ｍｍに応じてＭｎ添加量を０．５２％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５１０℃とする製造方法で鋼板を製造したものである。
【００５３】
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を超えているために溶接熱影響部靭性が低い。
【００５４】
発明例２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、Ｃｒを適量添加し、（Ｍｏ＋Ｃｒ）の値を０．２以上１．０以下とし、Ｍｎと（Ｍｏ＋Ｃｒ）の添加量比を特に望ましい０．５以上２．０以下の範囲に制御し、板厚５０ｍｍに応じてＭｎ添加量を０．７％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４７５℃とする製造方法で鋼板を製造したものである。
【００５５】
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、Ｃｒの添加量が本発明の範囲より小さいため、降伏比が高い。
【００５６】
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、Ｃｒを適量添加し、（Ｍｏ＋Ｃｒ）の値を０．２以上１．０以下とし、Ｍｎと（Ｍｏ＋Ｃｒ）の添加量比を０．５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１．００％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℃未満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５２０℃とする製造方法で鋼板を製造したものである。
【００５７】
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、（Ｍｏ＋Ｃｒ）の値が１．００を超えているため、溶接熱影響部靭性が低い。
【００５８】
発明例４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、Ｃｒを適量添加し、（Ｍｏ＋Ｃｒ）の値を０．２以上１．０以下とし、Ｍｎと（Ｍｏ＋Ｃｒ）の添加量比を特に望ましい０．５以上２．０以下の範囲に制御し、板厚２０ｍｍに応じてＭｎ添加量を０．５２％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、５３０℃で焼き戻す製造方法で鋼板を製造したものである。
【００５９】
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の添加量が本発明の範囲を超えており、さらにＭｎ量が最終板厚ｔから計算される０．００６ｔ＋０．４よりも大きいため、フェライトが安定化せず、降伏比が高い。
【００６０】
発明例５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、Ｃｒを適量添加し、（Ｍｏ＋Ｃｒ）の値を０．２以上１．０以下とし、Ｍｎと（Ｍｏ＋Ｃｒ）の添加量比を０．５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０．７０％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１５℃／ｓに制御し、水冷停止温度を２１１℃とし、２９５℃で焼き戻しを行う製造方法で鋼板を製造したものである。
【００６１】
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、Ｍｎ／（Ｍｏ＋Ｃｒ）の値が本発明の範囲を超えているために降伏比が高い。
【００６２】
発明例６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、Ｃｒを適量添加し、（Ｍｏ＋Ｃｒ）の値を０．２以上１．０以下とし、Ｍｎと（Ｍｏ＋Ｃｒ）の添加量比を特に望ましい０．５以上２．０以下の範囲に制御し、板厚１００ｍｍに応じてＭｎ添加量を１．００％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２１１℃とし、５５０℃で焼き戻す製造方法で鋼板を製造したものである。
【００６３】
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、Ｃ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。
【００６４】
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、Ｃｒを適量添加し、（Ｍｏ＋Ｃｒ）の値を０．２以上１．０以下とし、Ｍｎと（Ｍｏ＋Ｃｒ）の添加量比を特に望ましい０．５以上２．０以下の範囲に制御し、板厚２０ｍｍに応じてＭｎ添加量を０．５２％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℃未満の範囲に制御し、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５３０℃とする製造方法で鋼板を製造したものである。
【００６５】
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、Ｓｉ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、溶接熱影響部靭性が低い。
【００６６】
発明例８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、Ｃｒを適量添加し、（Ｍｏ＋Ｃｒ）の値を０．２以上１．０以下とし、Ｍｎと（Ｍｏ＋Ｃｒ）の添加量比を特に望ましい０．５以上２．０以下の範囲に制御し、板厚５０ｍｍに応じてＭｎ添加量を０．７０％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１０％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２１１℃とし、４７５℃で焼き戻す製造方法で鋼板を製造したものである。
【００６７】
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、Ｖ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、溶接熱影響部靭性が低い。
【００６８】
発明例９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、Ｃｒを適量添加し、（Ｍｏ＋Ｃｒ）の値を０．２以上１．０以下とし、Ｍｎと（Ｍｏ＋Ｃｒ）の添加量比を特に望ましい０．５以上２．０以下の範囲に制御し、板厚１００ｍｍに応じてＭｎ添加量を１．００％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４９８℃とする製造方法で鋼板を製造したものである。
【００６９】
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、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低い。
【００７０】
発明例１０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、Ｃｒを適量添加し、（Ｍｏ＋Ｃｒ）の値を０．２以上１．０以下とし、Ｍｎと（Ｍｏ＋Ｃｒ）の添加量比を特に望ましい０．５以上２．０以下の範囲に制御し、板厚２０ｍｍに応じてＭｎ添加量を０．５２％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、９００℃未満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４０℃／ｓに制御し、水冷停止温度を１８５℃とし、焼き戻しを５３０℃で行う製造方法で鋼板を製造したものである。
【００７１】
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、Ｎｂ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。
【００７２】
発明例１１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、Ｃｒを適量添加し、（Ｍｏ＋Ｃｒ）の値を０．２以上１．０以下とし、Ｍｎと（Ｍｏ＋Ｃｒ）の添加量比を特に望ましい０．５以上２．０以下の範囲に制御し、板厚５０ｍｍに応じてＭｎ添加量を０．７０％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４９７℃とする製造方法で鋼板を製造したものである。
【００７３】
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、Ｔｉ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、溶接熱影響部靭性が低い。
【００７４】
発明例１２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、Ｃｒを適量添加し、 （Ｍｏ＋Ｃｒ）の値を０．２以上１．０以下とし、Ｍｎと（Ｍｏ＋Ｃｒ）の添加量比を特に望ましい０．５以上２．０以下の範囲に制御し、板厚１００ｍｍに応じてＭｎ添加量を１．００％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２１１℃とする製造方法で鋼板を製造したものである。
【００７５】
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、Ｃｕ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。
【００７６】
発明例１３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、Ｃｒを適量添加し、（Ｍｏ＋Ｃｒ）の値を０．２以上１．０以下とし、Ｍｎと（Ｍｏ＋Ｃｒ）の添加量比を特に望ましい０．５以上２．０以下の範囲に制御し、板厚２０ｍｍに応じてＭｎ添加量を０．５２％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１５６℃とし、６００℃で焼き戻しを行う製造方法で鋼板を製造したものである。
【００７７】
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、Ｃｒ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。
【００７８】
発明例１４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、Ｃｒを適量添加し、（Ｍｏ＋Ｃｒ）の値を０．２以上１．０以下とし、Ｍｎと（Ｍｏ＋Ｃｒ）の添加量比を０．５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０．７０％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５１０℃とする製造方法で鋼板を製造したものである。
【００７９】
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、（Ｍｏ＋Ｃｒ）の値が本発明の範囲より小さいため、降伏比が低い。
【００８０】
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、Ｃｒを適量添加し、 （Ｍｏ＋Ｃｒ）の値を０．２以上１．０以下とし、Ｍｎと（Ｍｏ＋Ｃｒ）の添加量比を０．５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１．００％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２０℃／ｓに制御し、水冷停止温度を１８９℃とし、５２０℃で焼き戻しを行う製造方法で鋼板を製造したものである。
【００８１】
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、Ｃｅｑ．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。
【００８２】
発明例１６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、Ｃｒを適量添加し、（Ｍｏ＋Ｃｒ）の値を０．２以上１．０以下とし、Ｍｎと（Ｍｏ＋Ｃｒ）の添加量比を特に望ましい０．５以上２．０以下の範囲に制御し、板厚２０ｍｍに応じてＭｎ添加量を０．５２％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４７５℃とする製造方法で鋼板を製造したものである。
【００８３】
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、Ｂ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、かつ溶接熱影響部靭性が低い。
【００８４】
発明例１７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、Ｃｒを適量添加し、（Ｍｏ＋Ｃｒ）の値を０．２以上１．０以下とし、Ｍｎと（Ｍｏ＋Ｃｒ）の添加量比を特に望ましい０．５以上２．０以下の範囲に制御し、板厚５０ｍｍに応じてＭｎ添加量を０．７０％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１２８℃とし、６１０℃で焼き戻しを行う製造方法で鋼板を製造したものである。
【００８５】
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、加熱温度が本発明の範囲を超えているために降伏比が高い。
【００８６】
発明例１８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、Ｃｒを適量添加し、 （Ｍｏ＋Ｃｒ）の値を０．２以上１．０以下とし、Ｍｎと（Ｍｏ＋Ｃｒ）の添加量比を０．５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１．００％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５３０℃とする製造方法で鋼板を製造したものである。
【００８７】
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より低いため、スラブ段階での析出したＮｂの炭窒化物を固溶させることができず、降伏比が増大する。
【００８８】
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、Ｃｒを適量添加し、（Ｍｏ＋Ｃｒ）の値を０．２以上１．０以下とし、Ｍｎと（Ｍｏ＋Ｃｒ）の添加量比を０．５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０．５２％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４９５℃とする製造方法で鋼板を製造したものである。
【００８９】
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、９００℃以下における厚下率が５％以下であるため、降伏比が高い。
【００９０】
発明例２０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、Ｃｒを適量添加し、（Ｍｏ＋Ｃｒ）の値を０．２以上１．０以下とし、Ｍｎと（Ｍｏ＋Ｃｒ）の添加量比を特に望ましい０．５以上２．０以下の範囲に制御し、板厚５０ｍｍに応じてＭｎ添加量を０．７０％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１５℃／ｓに制御し、水冷停止温度を２１５℃とし、５００℃で焼き戻しを行う製造方法で鋼板を製造したものである。
【００９１】
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、Ｎｉの添加量が本発明の範囲を超えており、かつ水冷開始温度が本発明の範囲より低いため降伏比が高い。
【００９２】
発明例２１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、Ｃｒを適量添加し、 （Ｍｏ＋Ｃｒ）の値を０．２以上１．０以下とし、Ｍｎと（Ｍｏ＋Ｃｒ）の添加量比を特に望ましい０．５以上２．０以下の範囲に制御し、板厚１００ｍｍに応じてＭｎ添加量を１．００％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４７０℃とする製造方法で鋼板を製造したものである。
【００９３】
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、圧延後に水冷を実施せずに空冷としているため、強度が低く、かつ降伏比が高い。
【００９４】
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。
【００９５】
【表１】
【００９６】
【表２】
【００９７】
【表３】
【００９８】
【発明の効果】
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。
【発明の属する技術分野】
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５００〜６００Ｎ／ｍｍ2 程度の鋼板及びそ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への使用において特に有効である。
【０００２】
【従来の技術】
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。
【０００３】
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。
【０００４】
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。
【０００５】
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Ａｒ3 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。
【０００６】
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。いずれの方法も低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、生産性という観点からも、前者の方法ではＡｒ3 点とＡｒ1 点の間の温度まで冷却するのに時間がかかるために生産性が大きく低下する。
【０００７】
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２回以上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。
【０００８】
【特許文献１】
特開平１０−２６５８４４号公報
【特許文献２】
特開平０３−１１５５２４号公報
【０００９】
【発明が解決しようとする課題】
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及びその製造方法を提供することを課題としている。
【００１０】
【課題を解決するための手段】
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。
【００１１】
（１）鋼が、質量％で、Ｃｒ：０．１５〜１．０％、Ｍｎ：０．２７％以上１．０％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／Ｃｒで表されるＸ１が０．５以上５．０以下であり、Ｍｎ量（質量％）と最終板厚ｔ（ｍｍ）の関係がＭｎ≦０．００６ｔ＋０．４であり、Ｘ２＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｃｒ／５で表されるＸ２が０．２５以上０．３８以下であることを特徴とする、耐震性と溶接性に優れた複合組織型高強度鋼板。
【００１２】
（２）質量％でさらに、Ｍｏ：０．０１％以上０．１５％未満を含有し、質量％で表す（Ｃｒ＋Ｍｏ）が０．２以上１．０以下、Ｘ１＝Ｍｎ／（Ｃｒ＋Ｍｏ）で表されるＸ１が０．５以上５．０以下、Ｘ２＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｍｏ／４＋Ｃｒ／５で表されるＸ２が０．２５以上０．３８以下であ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複合組織型高強度鋼板。
（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複合組織型高強度鋼板。
（４）質量％でさらに、Ｔｉ：０．００１〜０．１％、ＲＥＭ：０．００１〜０．１％、Ｍｇ：０．０００５〜０．０２％、Ｃａ：０．０００５〜０．０２％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複合組織型高強度鋼板。
【００１３】
（５）質量％でさらに、Ｃｕ：０．００５〜１％、Ｎｉ：０．０１〜２％、Ｖ：０．００１〜０．２％、Ｂ：０．０００５〜０．００５％の１種または２種以上を含有し、Ｍｏを含有しないときはＸ２＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｃｒ／５＋Ｎｉ／４０＋Ｖ／１４で表されるＸ２が０．２５以上０．３８以下、Ｍｏを含有するときは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０．３８以下であ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複合組織型高強度鋼板。
【００１４】
（６）質量％で、Ｃｒ：０．１５〜１．０％、Ｍｎ：０．２７％以上１．０％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／Ｃｒで表されるＸ１が０．５以上５．０以下であり、Ｍｎ量（質量％）と最終板厚ｔ（ｍｍ）の関係がＭｎ≦０．００６ｔ＋０．４であり、Ｘ２＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｃｒ／５で表されるＸ２が０．２５以上０．３８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℃未満での厚下率を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複合組織型高強度鋼板の製造方法。
【００１５】
（７）質量％で、Ｃｒ：０．１５〜１．０％、Ｍｎ：０．２７％以上１．０％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／Ｃｒで表されるＸ１が０．５以上５．０以下であり、Ｍｎ量（質量％）と最終板厚ｔ（ｍｍ）の関係がＭｎ≦０．００６ｔ＋０．４であり、Ｘ２＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｃｒ／５で表されるＸ２が０．２５以上０．３８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℃以下での厚下率を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複合組織型高強度鋼板の製造方法。
【００１６】
（８）質量％でさらに、Ｍｏ：０．０１％以上０．１５％未満を含有し、質量％で表す（Ｃｒ＋Ｍｏ）が０．２以上１．０以下、Ｘ１＝Ｍｎ／（Ｃｒ＋Ｍｏ）で表されるＸ１が０．５以上５．０以下、Ｘ２＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｍｏ／４＋Ｃｒ／５で表されるＸ２が０．２５以上０．３８以下であることを特徴とする、前記（６）または（７）に記載の耐震性と溶接性に優れた複合組織型高強度鋼板の製造方法。
（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）ないし（８）のいずれか１項に記載の耐震性と溶接性に優れた複合組織型高強度鋼板の製造方法。
（１０）質量％でさらに、Ｔｉ：０．００１〜０．１％、ＲＥＭ：０．００１〜０．１％、Ｍｇ：０．０００５〜０．０２％、Ｃａ：０．０００５〜０．０２％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複合組織型高強度鋼板の製造方法。
（１１）質量％でさらに、Ｃｕ：０．００５〜１％、Ｎｉ：０．０１〜２％、Ｖ：０．００１〜０．２％、Ｂ：０．０００５〜０．００５％の１種または２種以上を含有し、Ｍｏを含有しないときはＸ２＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｃｒ／５＋Ｎｉ／４０＋Ｖ／１４で表されるＸ２が０．２５以上０．３８以下、Ｍｏを含有するときは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０．３８以下であ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複合組織型高強度鋼板の製造方法。
【００１７】
（１２）圧延終了後に開始する水冷において、６５０℃超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複合組織型高強度鋼板の製造方法。
【００１８】
【発明の実施の形態】
以下に本発明を詳細に説明する。
発明者らは、母材の降伏比が低く、母材の強度が高く、溶接性が良好、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い待ち時間や２回以上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、成分と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作りこむことで、前記鋼板が製造可能であることを見いだした。
【００１９】
最も重要な点は、Ｃｒを適量添加することにある。これは、特定条件下ではフェライト変態が進行する途上の変態−未変態界面の移動を固溶Ｃｒが抑制し、幅広い温度域にわたって変態進行が抑制されるため、低合金かつ容易な製造方法で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が得られるという新知見を活用したものである。普通、フェライトを生成させるためには合金元素の添加総量を低減するが、この場合フェライト生成後の残部オーステナイトは一般的にパーライト主体の組織を形成し、降伏比は低いものの強度が低くなってしまう。
【００２０】
一方、合金元素の添加総量を増大すると、フェライト生成量が少なく、ベイナイトやマルテンサイト主体の組織となるため、強度が高いものの降伏比は高くなる。本発明では、従来技術であればフェライトとパーライトが主体となる水準の合金元素添加量であっても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組織を作りこむことが可能である。この効果を得るためには０．１５％以上のＣｒ添加が必要であること、また１．０％超の添加では溶接熱影響部の靭性が低下することから、Ｃｒの添加量を０．１５％以上１．０％以下と規定した。
【００２１】
Ｍｏも本発明において重要な元素の一つである。Ｍｏは、Ｃｒよりも強い効果でフェライトを安定化し、さらにフェライト生成後の変態−未変態界面移動抑制によって変態の進行を抑制し、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効な元素である。ただし、本発明で主眼とする引張強さ５００〜６００Ｎ／ｍｍ2 程度の鋼材に使用するにあたっては、溶接性を低下させないという観点でＣｒの方が好適であることから、Ｃｒの添加を必須とし、Ｍｏは必要に応じて補助的に添加するものとする。０．０１％未満の添加では効果が小さく、０．１５％以上の添加は溶接性を低下させるため、その範囲を０〜０．１５％と規定する。
【００２２】
なお、ＣｒとＭｏは本発明では類似の効果をもたらす元素として使用するため、その総計の添加量を規定する必要がある。質量％で表す（Ｃｒ＋Ｍｏ）が０．２未満では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組織を形成する効果が小さく、逆に１．０超では溶接性が低下するため、質量％で表す（Ｃｒ＋Ｍｏ）を０．２以上１．０以下と規定する。
【００２３】
次に重要な元素はＭｎである。ＭｎもＣｒやＭｏと同様の置換型溶質元素であるが、固溶状態でオーステナイトを安定化するという点でＣｒやＭｏと逆の効果を有する。たとえＣｒとＭｏを本発明の範囲で添加した場合でも、Ｍｎの添加量が高いとフェライトが安定的に生成せず、ＣｒとＭｏによるフェライト生成後の変態抑制効果を得ることが困難になるため、Ｍｎの添加量と、Ｍｎと（Ｃｒ＋Ｍｏ）の添加量の比を定めることが重要となる。Ｍｎの添加量は、０．１５％未満では強度増大の効果が小さく、１．００％以上ではフェライトを安定的に得ることが難しくなるため、０．１５％以上１．００％未満とした。Ｍｎと（Ｃｒ＋Ｍｏ）の添加量の比は、Ｍｎ／（Ｃｒ＋Ｍｏ）が０．５未満では溶接熱影響部の靭性が低下し、５．０超ではフェライトの確保が困難でかつその後の変態抑制効果が小さくなるため、Ｘ１＝Ｍｎ／（Ｃｒ＋Ｍｏ）で表されるＸ１の値を０．５以上５．０以下と規定した。なお、この効果はＸ１の値が０．５以上２．０以下の場合に顕著となることから、望ましくはＸ１の値を０．５以上２．０以下とする。なお、前記したようにＭｏは必要に応じて補助的に添加するものであるから、Ｘ１の値は、Ｍｏを添加しない場合はＸ１＝Ｍｎ／Ｃｒで表され、Ｍｏを添加する場合はＸ１＝Ｍｎ／（Ｃｒ＋Ｍｏ）で表される。
【００２４】
さらに、Ｍｎ量は鋼板の最終板厚に応じて上限を設定する必要がある。本発明は、板厚１０ｍｍから１００ｍｍの鋼板を対象としているが、板厚が薄くなるほど同一水冷条件に４おける冷却速度が増大する。冷却速度が増大した場合には、フェライトの確保が困難になること、さらにＣｒとＭｏによるフェライト変態開始後の変態抑制効果が低下することから、水量密度０．２〜２．０ｍ3 ／ｍｉｎ．・ｍ2 の範囲でフェライトとベイナイトあるいはマルテンサイトの複合組織を得るための条件について検討を行い、板厚ｔ（ｍｍ）においてＭｎ≦０．００６ｔ＋０．４を満足する必要があることを見いだし、Ｍｎと板厚の関係をＭｎ≦０．００６ｔ＋０．４と規定した。
【００２５】
さらに、合金元素の添加総量も、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０．３８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が強度が低いことから、Ｘ２の値を０．２５以上０．３８以下と規定した。なお、前記したようにＭｏは必要に応じて補助的に添加するものであり、Ｎｉ、Ｖについても強度確保の観点から必要に応じて添加するものであるため、Ｘ２の値は、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｖのすべてを添加しない場合はＸ２＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｃｒ／５で表され、Ｍｏのみを添加する場合はＸ２＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｍｏ／４＋Ｃｒ／５で表される。同様にＮｉ、Ｖを必要に応じて添加する場合には、Ｍｏを含有しないときはＸ２＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｃｒ／５＋Ｎｉ／４０＋Ｖ／１４で表され、Ｍｏを含有するときはＸ２＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｍｏ／４＋Ｃｒ／５＋Ｎｉ／４０＋Ｖ／１４で表される。
【００２６】
フェライトとベイナイトあるいはマルテンサイトを主体とする組織を作りこむためには、製造方法の規定も重要となる。最も重要なのは圧延条件と水冷条件の組み合わせである。圧延条件は、圧延の仕上げ温度が１０００℃超ではフェライトの確保が困難となり、かつ母材の靭性が低下するため、また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ことから、圧延の仕上げ温度は前記のようにＡｒ3 点以上１０００℃以下と規定した。
【００２７】
圧延および水冷条件は、圧延の仕上げ温度をＡｒ3 点以上９００℃未満とする場合と９００℃以上１０００℃以下とする場合でとりうる条件が異なる。圧延の仕上げ温度がＡｒ3 点以上９００℃未満の場合、未再結晶温度域での圧下率を３０％以上９０％以下とし、さらに圧延後の水冷における冷却速度を２℃／ｓ以上１００℃／ｓ以下とする必要がある。このように、未再結晶温度域で十分な圧下を加えた場合には、フェライトが安定生成するため、フェライト変態が進行する途上でsolute-drag 効果によって変態−未変態界面近傍の固溶ＣｒあるいはＭｏ量が増大し、変態進行が抑制され、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組織となる。未再結晶温度域での圧下率が３０％未満ではフェライトが安定生成せず、９０％超では生産性が低下するため、未再結晶温度域での圧下率を３０％以上９０％以下と規定した。
【００２８】
また、冷却速度が２℃／ｓ未満ではフェライトとパーライト主体の組織となり、１００℃／ｓ超ではフェライトが十分に生成しないため、圧延後の水冷における冷却速度を２℃／ｓ以上１００℃／ｓ以下と規定した。なお、冷却速度は５℃／ｓ以上３０℃／ｓ以下の範囲にある場合にフェライトとベイナイトあるいはマルテンサイトの複合組織が得やすいことから、望ましくは圧延後の水冷における冷却速度を５℃／ｓ以上３０℃／ｓ以下とする。
【００２９】
圧延の仕上げ温度が９００℃以上１０００℃以下の場合、再結晶温度域での圧下率を２０％以上９０％以下とし、さらに圧延後の水冷における冷却速度を１℃／ｓ以上５０℃／ｓ以下とする必要がある。未再結晶温度域での圧延が少ない場合には、フェライト変態核が少なく、かつ再結晶オーステナイトの界面移動に際してオーステナイト−オーステナイト界面の固溶Ｍｏ量が増大することが重畳し、フェライトが安定生成しないため、再結晶温度域での十分な圧下と低い冷却速度が必要である。再結晶温度域での圧下率が２０％未満の場合にはフェライトが安定的に生成しないため、一方９０％超では生産性が低下するため、再結晶温度域での圧下率を２０％以上９０％以下と規定した。
【００３０】
また、冷却速度が１℃／ｓ未満ではフェライトとパーライト主体の組織となり、５０℃／ｓ超ではフェライトが十分に生成しないため、圧延後の水冷における冷却速度を１℃／ｓ以上５０℃／ｓ以下と規定した。なお、冷却速度は５℃／ｓ以上３０℃／ｓ以下の範囲にある場合にフェライトとベイナイトあるいはマルテンサイトの複合組織が得やすいことから、望ましくは圧延後の水冷における冷却速度を５℃／ｓ以上３０℃／ｓ以下とする。
【００３１】
ここで、圧延の仕上げ温度とは、圧延最終パスの直前に測定される鋼板表面部の温度である。Ａｒ3 点は、直接の測定はできないものの、最終の鋼板から採取した試験片による＃により実際の加工熱処理を模擬した試験を行い、変態開始温度として推定可能である。再結晶温度域、未再結晶温度域についても、＃により急冷材の組織を観察することで分岐温度の見積りが可能である。なお、圧延後の水冷における冷却速度とは、Ａｒ3 点から水冷停止温度における板中心部の平均冷却速度を指し、板の中心部に熱電対を埋め込んだ予備試験片を実際に冷却する実験を行うことで推定が可能となる。また、圧下率とは、圧延前の板厚から圧延後の板厚を引いた値を圧延前の板厚で除した値の百分率表示である。
【００３２】
以下に、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や溶接性の低下を招くためその上限を０．２％とする。
【００３３】
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。
【００３４】
Ｎｂは、制御圧延効果の増大によってフェライトを安定化し、フェライト生成後の変態進行抑制効果を有利に発揮させる元素であり、必要に応じて添加される。０．００１％未満の添加ではその効果は小さく、一方、０．１％を超える添加は溶接性を低下させるため、その範囲を０．００１〜０．１％とする。
【００３５】
Ｔｉ、ＲＥＭ、Ｍｇ、Ａｌ、Ｃａ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、Ａｌ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、Ａｌで０．１％、Ｍｇ、Ｃａで０．０２％とする。
【００３６】
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する。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０．０１〜１％とする。
【００３７】
Ｎｉは、強度確保のために必要に応じて添加される。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。
【００３８】
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。
【００３９】
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。
【００４０】
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、加熱温度は鋼板表面で測定した値とする。
【００４１】
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。
【００４２】
圧延後に実施する水冷の停止する温度も本発明において重要な要件である。
その１つが、水冷を３５０℃以上６５０℃以下で停止し、以後空冷する方法である。３５０℃未満である場合には、母材靱性が低下するため、一方６５０℃超では強度が低下するため、水冷停止温度を３５０℃以上６５０℃以下と規定する。
【００４３】
２つ目の方法が、該冷却を３５０℃以下で停止し、さらに３５０℃以上６５０℃以下の温度で１０分以上焼き戻す方法である。６５０℃℃以上で水冷停止したり、焼き戻し温度を６５０℃超とした場合には、強度が低下すること、焼き戻し温度を３５０℃未満とした場合には母材靭性が低下することから、水冷停止温度を３５０℃以下、焼き戻し温度を３５０℃以上６５０℃以下とする。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±３０℃以内にある時間を指す。また、加熱温度は鋼板表面で測定した値とする。
【００４４】
本発明で規定した鋼材を得るための製造方法としては、上記の条件とあわせて下記の要件を満足することが望ましい。
圧延後の水冷を開始する鋼板中心部温度は、Ａｒ3 点以上とすることが望ましい。これは、水冷開始時鋼板中心部温度がＡｒ3 点未満の場合には水冷開始以前にフェライトが生成し、水冷開始温度の微小なばらつきでもフェライト体積率が変化して材質が均一でなくなり、かつ生産性が低下するため、圧延後の水冷を開始する鋼板中心部温度は、Ａｒ3 点以上とする。
【００４５】
圧延の開始温度は、母材靱性を低下させない範囲で任意の温度を選択することができる。圧延の開始温度が９００℃未満となる場合には、加熱後に圧延を開始するまでの時間が長くなり生産性が大きく低下するため、一方開始温度が１１００℃以上ではオーステナイトが粗大化して最終組織の粗大化を通じて母材靱性が低下するため、圧延の開始温度は１１００℃以下９００℃以上とする。
なお、圧延の開始温度や終了温度は圧延機の直前直後に取り付けられた温度計により測定された鋼板表面の温度とする。
【００４６】
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。
圧延終了後に開始する水冷において、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１０℃／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る。
【００４７】
なお、この二段階の冷却における冷却速度も、鋼板中に熱電対を埋め込んだ予備試料を使用して、最初に二段階の冷却のうち前半のみの冷却を行うことで前半の冷却速度と冷却速度が変化する温度を測定し、その後に二段階の冷却を行うことで後半の冷却速度を測定するものとする。
【００４８】
【実施例】
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＋０．７、Ｃｅｑ．、Ｐｃｍを表１に、製造条件を表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。
【００４９】
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。
【００５０】
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。
【００５１】
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。
【００５２】
発明例１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、Ｃｒを適量添加し、（Ｍｏ＋Ｃｒ）の値を０．２以上１．０以下とし、Ｍｎと（Ｍｏ＋Ｃｒ）の添加量比を特に望ましい０．５以上２．０以下の範囲に制御し、板厚２０ｍｍに応じてＭｎ添加量を０．５２％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５１０℃とする製造方法で鋼板を製造したものである。
【００５３】
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を超えているために溶接熱影響部靭性が低い。
【００５４】
発明例２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、Ｃｒを適量添加し、（Ｍｏ＋Ｃｒ）の値を０．２以上１．０以下とし、Ｍｎと（Ｍｏ＋Ｃｒ）の添加量比を特に望ましい０．５以上２．０以下の範囲に制御し、板厚５０ｍｍに応じてＭｎ添加量を０．７％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４７５℃とする製造方法で鋼板を製造したものである。
【００５５】
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、Ｃｒの添加量が本発明の範囲より小さいため、降伏比が高い。
【００５６】
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、Ｃｒを適量添加し、（Ｍｏ＋Ｃｒ）の値を０．２以上１．０以下とし、Ｍｎと（Ｍｏ＋Ｃｒ）の添加量比を０．５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１．００％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℃未満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５２０℃とする製造方法で鋼板を製造したものである。
【００５７】
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、（Ｍｏ＋Ｃｒ）の値が１．００を超えているため、溶接熱影響部靭性が低い。
【００５８】
発明例４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、Ｃｒを適量添加し、（Ｍｏ＋Ｃｒ）の値を０．２以上１．０以下とし、Ｍｎと（Ｍｏ＋Ｃｒ）の添加量比を特に望ましい０．５以上２．０以下の範囲に制御し、板厚２０ｍｍに応じてＭｎ添加量を０．５２％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、５３０℃で焼き戻す製造方法で鋼板を製造したものである。
【００５９】
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の添加量が本発明の範囲を超えており、さらにＭｎ量が最終板厚ｔから計算される０．００６ｔ＋０．４よりも大きいため、フェライトが安定化せず、降伏比が高い。
【００６０】
発明例５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、Ｃｒを適量添加し、（Ｍｏ＋Ｃｒ）の値を０．２以上１．０以下とし、Ｍｎと（Ｍｏ＋Ｃｒ）の添加量比を０．５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０．７０％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１５℃／ｓに制御し、水冷停止温度を２１１℃とし、２９５℃で焼き戻しを行う製造方法で鋼板を製造したものである。
【００６１】
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、Ｍｎ／（Ｍｏ＋Ｃｒ）の値が本発明の範囲を超えているために降伏比が高い。
【００６２】
発明例６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、Ｃｒを適量添加し、（Ｍｏ＋Ｃｒ）の値を０．２以上１．０以下とし、Ｍｎと（Ｍｏ＋Ｃｒ）の添加量比を特に望ましい０．５以上２．０以下の範囲に制御し、板厚１００ｍｍに応じてＭｎ添加量を１．００％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２１１℃とし、５５０℃で焼き戻す製造方法で鋼板を製造したものである。
【００６３】
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、Ｃ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。
【００６４】
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、Ｃｒを適量添加し、（Ｍｏ＋Ｃｒ）の値を０．２以上１．０以下とし、Ｍｎと（Ｍｏ＋Ｃｒ）の添加量比を特に望ましい０．５以上２．０以下の範囲に制御し、板厚２０ｍｍに応じてＭｎ添加量を０．５２％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℃未満の範囲に制御し、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５３０℃とする製造方法で鋼板を製造したものである。
【００６５】
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、Ｓｉ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、溶接熱影響部靭性が低い。
【００６６】
発明例８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、Ｃｒを適量添加し、（Ｍｏ＋Ｃｒ）の値を０．２以上１．０以下とし、Ｍｎと（Ｍｏ＋Ｃｒ）の添加量比を特に望ましい０．５以上２．０以下の範囲に制御し、板厚５０ｍｍに応じてＭｎ添加量を０．７０％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１０％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２１１℃とし、４７５℃で焼き戻す製造方法で鋼板を製造したものである。
【００６７】
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、Ｖ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、溶接熱影響部靭性が低い。
【００６８】
発明例９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、Ｃｒを適量添加し、（Ｍｏ＋Ｃｒ）の値を０．２以上１．０以下とし、Ｍｎと（Ｍｏ＋Ｃｒ）の添加量比を特に望ましい０．５以上２．０以下の範囲に制御し、板厚１００ｍｍに応じてＭｎ添加量を１．００％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４９８℃とする製造方法で鋼板を製造したものである。
【００６９】
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、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低い。
【００７０】
発明例１０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、Ｃｒを適量添加し、（Ｍｏ＋Ｃｒ）の値を０．２以上１．０以下とし、Ｍｎと（Ｍｏ＋Ｃｒ）の添加量比を特に望ましい０．５以上２．０以下の範囲に制御し、板厚２０ｍｍに応じてＭｎ添加量を０．５２％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、９００℃未満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４０℃／ｓに制御し、水冷停止温度を１８５℃とし、焼き戻しを５３０℃で行う製造方法で鋼板を製造したものである。
【００７１】
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、Ｎｂ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。
【００７２】
発明例１１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、Ｃｒを適量添加し、（Ｍｏ＋Ｃｒ）の値を０．２以上１．０以下とし、Ｍｎと（Ｍｏ＋Ｃｒ）の添加量比を特に望ましい０．５以上２．０以下の範囲に制御し、板厚５０ｍｍに応じてＭｎ添加量を０．７０％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４９７℃とする製造方法で鋼板を製造したものである。
【００７３】
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、Ｔｉ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、溶接熱影響部靭性が低い。
【００７４】
発明例１２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、Ｃｒを適量添加し、 （Ｍｏ＋Ｃｒ）の値を０．２以上１．０以下とし、Ｍｎと（Ｍｏ＋Ｃｒ）の添加量比を特に望ましい０．５以上２．０以下の範囲に制御し、板厚１００ｍｍに応じてＭｎ添加量を１．００％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２１１℃とする製造方法で鋼板を製造したものである。
【００７５】
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、Ｃｕ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。
【００７６】
発明例１３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、Ｃｒを適量添加し、（Ｍｏ＋Ｃｒ）の値を０．２以上１．０以下とし、Ｍｎと（Ｍｏ＋Ｃｒ）の添加量比を特に望ましい０．５以上２．０以下の範囲に制御し、板厚２０ｍｍに応じてＭｎ添加量を０．５２％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１５６℃とし、６００℃で焼き戻しを行う製造方法で鋼板を製造したものである。
【００７７】
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、Ｃｒ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。
【００７８】
発明例１４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、Ｃｒを適量添加し、（Ｍｏ＋Ｃｒ）の値を０．２以上１．０以下とし、Ｍｎと（Ｍｏ＋Ｃｒ）の添加量比を０．５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０．７０％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５１０℃とする製造方法で鋼板を製造したものである。
【００７９】
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、（Ｍｏ＋Ｃｒ）の値が本発明の範囲より小さいため、降伏比が低い。
【００８０】
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、Ｃｒを適量添加し、 （Ｍｏ＋Ｃｒ）の値を０．２以上１．０以下とし、Ｍｎと（Ｍｏ＋Ｃｒ）の添加量比を０．５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１．００％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２０℃／ｓに制御し、水冷停止温度を１８９℃とし、５２０℃で焼き戻しを行う製造方法で鋼板を製造したものである。
【００８１】
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、Ｃｅｑ．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。
【００８２】
発明例１６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、Ｃｒを適量添加し、（Ｍｏ＋Ｃｒ）の値を０．２以上１．０以下とし、Ｍｎと（Ｍｏ＋Ｃｒ）の添加量比を特に望ましい０．５以上２．０以下の範囲に制御し、板厚２０ｍｍに応じてＭｎ添加量を０．５２％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４７５℃とする製造方法で鋼板を製造したものである。
【００８３】
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、Ｂ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、かつ溶接熱影響部靭性が低い。
【００８４】
発明例１７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、Ｃｒを適量添加し、（Ｍｏ＋Ｃｒ）の値を０．２以上１．０以下とし、Ｍｎと（Ｍｏ＋Ｃｒ）の添加量比を特に望ましい０．５以上２．０以下の範囲に制御し、板厚５０ｍｍに応じてＭｎ添加量を０．７０％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１２８℃とし、６１０℃で焼き戻しを行う製造方法で鋼板を製造したものである。
【００８５】
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、加熱温度が本発明の範囲を超えているために降伏比が高い。
【００８６】
発明例１８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、Ｃｒを適量添加し、 （Ｍｏ＋Ｃｒ）の値を０．２以上１．０以下とし、Ｍｎと（Ｍｏ＋Ｃｒ）の添加量比を０．５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１．００％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５３０℃とする製造方法で鋼板を製造したものである。
【００８７】
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より低いため、スラブ段階での析出したＮｂの炭窒化物を固溶させることができず、降伏比が増大する。
【００８８】
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、Ｃｒを適量添加し、（Ｍｏ＋Ｃｒ）の値を０．２以上１．０以下とし、Ｍｎと（Ｍｏ＋Ｃｒ）の添加量比を０．５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０．５２％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４９５℃とする製造方法で鋼板を製造したものである。
【００８９】
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、９００℃以下における厚下率が５％以下であるため、降伏比が高い。
【００９０】
発明例２０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、Ｃｒを適量添加し、（Ｍｏ＋Ｃｒ）の値を０．２以上１．０以下とし、Ｍｎと（Ｍｏ＋Ｃｒ）の添加量比を特に望ましい０．５以上２．０以下の範囲に制御し、板厚５０ｍｍに応じてＭｎ添加量を０．７０％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１５℃／ｓに制御し、水冷停止温度を２１５℃とし、５００℃で焼き戻しを行う製造方法で鋼板を製造したものである。
【００９１】
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、Ｎｉの添加量が本発明の範囲を超えており、かつ水冷開始温度が本発明の範囲より低いため降伏比が高い。
【００９２】
発明例２１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、Ｃｒを適量添加し、 （Ｍｏ＋Ｃｒ）の値を０．２以上１．０以下とし、Ｍｎと（Ｍｏ＋Ｃｒ）の添加量比を特に望ましい０．５以上２．０以下の範囲に制御し、板厚１００ｍｍに応じてＭｎ添加量を１．００％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４７０℃とする製造方法で鋼板を製造したものである。
【００９３】
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、圧延後に水冷を実施せずに空冷としているため、強度が低く、かつ降伏比が高い。
【００９４】
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。
【００９５】
【表１】
【表２】
【表３】
【発明の効果】
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。
Claims (12)
- 質量％で、
Ｃｒ：０．１５〜１．０％、
Ｍｎ：０．２７％以上１．０％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／Ｃｒで表されるＸ１が０．５以上５．０以下であり、
Ｍｎ量（質量％）と最終板厚ｔ（ｍｍ）の関係がＭｎ≦０．００６ｔ＋０．４であり、
Ｘ２＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｃｒ／５で表されるＸ２が０．２５以上０．３８以下であることを特徴とする、耐震性と溶接性に優れた複合組織型高強度鋼板。 - 質量％でさらに、
Ｍｏ：０．０１％以上０．１５％未満を含有し、
質量％で表す（Ｃｒ＋Ｍｏ）が０．２以上１．０以下、
Ｘ１＝Ｍｎ／（Ｃｒ＋Ｍｏ）で表されるＸ１が０．５以上５．０以下、
Ｘ２＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｍｏ／４＋Ｃｒ／５で表されるＸ２が０．２５以上０．３８以下であ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複合組織型高強度鋼板。 - 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または２に記載の耐震性と溶接性に優れた複合組織型高強度鋼板。 - 質量％でさらに、
Ｔｉ：０．００１〜０．１％、
ＲＥＭ：０．００１〜０．１％、
Ｍｇ：０．０００５〜０．０２％、
Ｃａ：０．０００５〜０．０２％
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複合組織型高強度鋼板。 - 質量％でさらに、
Ｃｕ：０．００５〜１％、
Ｎｉ：０．０１〜２％、
Ｖ ：０．００１〜０．２％、
Ｂ ：０．０００５〜０．００５％
の１種または２種以上を含有し、
Ｍｏを含有しないときはＸ２＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｃｒ／５＋Ｎｉ／４０＋Ｖ／１４で表されるＸ２が０．２５以上０．３８以下、
Ｍｏを含有するときは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０．３８以下であることを特徴とする、請求項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複合組織型高強度鋼板。 - 質量％で、
Ｃｒ：０．１５〜１．０％、
Ｍｎ：０．２７％以上１．０％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／Ｃｒで表されるＸ１が０．５以上５．０以下であり、
Ｍｎ量（質量％）と最終板厚ｔ（ｍｍ）の関係がＭｎ≦０．００６ｔ＋０．４であり、
Ｘ２＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｃｒ／５で表されるＸ２が０．２５以上０．３８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℃未満での厚下率を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複合組織型高強度鋼板の製造方法。 - 質量％で、
Ｃｒ：０．１５〜１．０％、
Ｍｎ：０．２７％以上１．０％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／Ｃｒで表されるＸ１が０．５以上５．０以下であり、
Ｍｎ量（質量％）と最終板厚ｔ（ｍｍ）の関係がＭｎ≦０．００６ｔ＋０．４であり、
Ｘ２＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｃｒ／５で表されるＸ２が０．２５以上０．３８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℃以下での厚下率を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複合組織型高強度鋼板の製造方法。 - 質量％でさらに、
Ｍｏ：０．０１％以上０．１５％未満を含有し、
質量％で表す（Ｃｒ＋Ｍｏ）が０．２以上１．０以下、
Ｘ１＝Ｍｎ／（Ｃｒ＋Ｍｏ）で表されるＸ１が０．５以上５．０以下、
Ｘ２＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｍｏ／４＋Ｃｒ／５で表されるＸ２が０．２５以上０．３８以下であることを特徴とする、請求項６または７に記載の耐震性と溶接性に優れた複合組織型高強度鋼板の製造方法。 - 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ないし８のいずれか１項に記載の耐震性と溶接性に優れた複合組織型高強度鋼板の製造方法。 - 質量％でさらに、
Ｔｉ：０．００１〜０．１％、
ＲＥＭ：０．００１〜０．１％、
Ｍｇ：０．０００５〜０．０２％、
Ｃａ：０．０００５〜０．０２％
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複合組織型高強度鋼板の製造方法。 - 質量％でさらに、
Ｃｕ：０．００５〜１％、
Ｎｉ：０．０１〜２％、
Ｖ ：０．００１〜０．２％、
Ｂ ：０．０００５〜０．００５％
の１種または２種以上を含有し、
Ｍｏを含有しないときはＸ２＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｃｒ／５＋Ｎｉ／４０＋Ｖ／１４で表されるＸ２が０．２５以上０．３８以下、
Ｍｏを含有するときは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０．３８以下であることを特徴とする、請求項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複合組織型高強度鋼板の製造方法。 - 圧延終了後に開始する水冷において、６５０℃超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複合組織型高強度鋼板の製造方法。
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