(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
成分組成が、質量％で、Ｃ：０．０３〜０．０８％、Ｓｉ：０．０１〜１．０％、Ｍｎ：１．２〜３．０％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．０８％以下、Ｎｂ：０．００５〜０．０７％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、Ｎ：０．０１０％以下、Ｏ：０．００５％以下を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなり、金属組織がベイナイトと、島状マルテンサイトと、表裏面から５ｍｍ以内の表層部にはさらに、ポリゴナルフェライトを含む組織であり、前記島状マルテンサイトの面積分率が３〜１５％かつ円相当径が３．０μｍ以下、前記ポリゴナルフェライトの前記表層部における面積分率が１０％以上８０％未満、残部が前記ベイナイトであり、板厚方向の硬さのばらつきがビッカース硬さでΔＨＶ３０以下、板幅方向の硬さのばらつきがビッカース硬さでΔＨＶ３０以下、鋼板表層部の最高硬さがビッカース硬さでＨＶ２３０以下であり、ＧＯＳＴ規格の試験片形状の全厚引張試験における降伏比が８５％以下、伸びが２２％以上であることを特徴とする低降伏比高強度鋼板。
【請求項２】
さらに、成分組成が、質量％で、Ｃｕ：０．５％以下、Ｎｉ：１％以下、Ｃｒ：０．５％以下、Ｍｏ：０．５％以下、Ｖ：０．１％以下、Ｃａ：０．０００５〜０．００３％、Ｂ：０．００５％以下の中から選ばれる一種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の低降伏比高強度鋼板。
【請求項３】
請求項１または請求項２に記載の成分組成を有する鋼を、１０００〜１３００℃の温度に加熱し、９００℃以下での累積圧下率を５０％以上とし、Ａｒ３変態点以上の温度で熱間圧延を終了し、表裏面から５ｍｍ以内の表層部が（Ａｒ３−６０℃）以上Ａｒ３変態点以下の温度から冷却を開始し、鋼板表面温度で冷却速度２００℃／ｓ以下として、６００℃以下まで冷却、鋼板平均温度で冷却速度１５℃／ｓ以上として、４５０℃以上６５０℃以下まで冷却後、直ちに鋼板表面温度で１．０℃／ｓ以上の昇温速度で５５０〜７５０℃まで再加熱することを特徴とする金属組織がベイナイトと、島状マルテンサイトと、表裏面から５ｍｍ以内の表層部にはさらに、ポリゴナルフェライトを含む組織であり、前記島状マルテンサイトの面積分率が３〜１５％かつ円相当径が３．０μｍ以下、前記ポリゴナルフェライトの前記表層部における面積分率が１０％以上８０％未満、残部が前記ベイナイトであり、板厚方向の硬さのばらつきがビッカース硬さでΔＨＶ３０以下、板幅方向の硬さのばらつきがビッカース硬さでΔＨＶ３０以下、鋼板表層部の最高硬さがビッカース硬さでＨＶ２３０以下であり、ＧＯＳＴ規格の試験片形状の全厚引張試験における降伏比が８５％以下、伸びが２２％以上である低降伏比高強度鋼板の製造方法。
【請求項４】
請求項１または２に記載の鋼板を筒状に成形し、その突合せ部を内外面から１層ずつ溶接し、その後、０．４％以上２．０％以下の拡管率にて拡管処理した、ＧＯＳＴ規格の試験片形状の全厚引張試験における降伏比が９０％以下であり、伸びが２０％以上であり、さらに２５０℃以下の温度で３０分以下の歪時効処理を施した後においても降伏比が９０％以下、伸びが２０％以上であることを特徴とする高強度溶接鋼管。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、主にラインパイプ分野での使用に好適な、低降伏比、高強度および高靭性を有する鋼板とその製造方法に関するものであり、特に、耐歪時効特性に優れた低降伏比、高強度および高靭性を有する鋼板とその製造方法、またその鋼板を素材とした耐座屈性能および伸び特性に優れた高強度溶接鋼管に関する。
【背景技術】
【０００２】
近年、溶接構造用鋼材においては、高強度、高靱性に加え、耐震性の観点から低降伏比化、高一様伸びが求められている。一般に、鋼材の金属組織を、軟質相であるフェライト（以下、αと称する場合がある）の中に、ベイナイト（以下、βと称する場合がある）やマルテンサイト（以下、Ｍと称する場合がある）などの硬質相が適度に分散した組織にすることで、鋼材の低降伏比化および高一様伸び化が可能であることが知られている。
【０００３】
上記のような軟質相の中に硬質相が適度に分散した組織を得る製造方法として、特許文献１には、焼入れ（以下、Ｑと称する場合がある）と焼戻し（以下、Ｔと称する場合がある）の中間に、フェライトとオーステナイト（以下、γと称する場合がある）の２相域からの焼入れ（以下、Ｑ’  と称する場合がある）を施す熱処理方法が開示されている。
【０００４】
特許文献２には、製造工程が増加することがない方法として、Ａｒ３変態点以上で圧延を終了後、鋼材の温度がフェライトが生成するＡｒ３変態点以下になるまで加速冷却の開始を遅らせる方法が開示されている。
【０００５】
特許文献１、特許文献２に開示されている様な複雑な熱処理を行わずに低降伏比化を達成する技術として、特許文献３には、Ａｒ３変態点以上で鋼材の圧延を終了し、その後の加速冷却速度と冷却停止温度を制御することで、針状フェライト（ａｃｉｃｕｌａｒ  ｆｅｒｒｉｔｅ）とマルテンサイトの２相組織とし、低降伏比化を達成する方法が開示されている。
【０００６】
さらには、特許文献４には、鋼材の合金元素の添加量を大きく増加させることなく、低降伏比ならびに優れた溶接熱影響部靭性を達成する技術として、Ｔｉ／ＮやＣａ−Ｏ−Ｓバランスを制御しながら、フェライト、ベイナイトおよび、島状マルテンサイト（以下、ＭＡと称する場合がある）の３相組織とする方法が開示されている。
【０００７】
また、特許文献５には、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏなどの合金元素の添加により、低降伏比かつ高一様伸び性能を達成する技術が開示されている。
【０００８】
一方、ラインパイプに用いられるＵＯＥ鋼管や電縫鋼管のような溶接鋼管は、鋼板を冷間で管状に成形して、突き合わせ部を溶接後、通常防食等の観点から鋼管外面にポリエチレンコーティングや粉体エポキシコーティングのようなコーティング処理が施されるため、製管時の加工歪みとコーティング処理時の加熱により歪時効が生じ、降伏応力が上昇し、鋼管における降伏比は、鋼板における降伏比よりも大きくなってしまうという問題がある。
【０００９】
これに対しては、たとえば、特許文献６および７には、ＴｉとＭｏを含有する複合炭化物の微細析出物、あるいは、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖのいずれか２種以上を含有する複合炭化物の微細析出物を活用した、耐歪時効特性に優れた低降伏比高強度および高靱性を有した鋼管およびその製造方法が開示されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【００１０】
【特許文献１】特開昭５５−９７４２５号公報
【特許文献２】特開昭５５−４１９２７号公報
【特許文献３】特開平１−１７６０２７号公報
【特許文献４】特許４０６６９０５号公報
【特許文献５】特開２００８−２４８３２８号公報
【特許文献６】特開２００５−６０８３９号公報
【特許文献７】特開２００５−６０８４０号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１１】
しかしながら、特許文献１に記載の熱処理方法では、二相域焼入れ温度を適当に選択することにより、低降伏比化が達成可能であるが、熱処理工程数が増加するため、生産性の低下や、製造コストの増加を招くという問題がある。
【００１２】
また、特許文献２に記載の技術では、圧延終了から加速冷却開始までの温度域を放冷程度の冷却速度で冷却する必要があるため、生産性が極端に低下するという問題がある。
【００１３】
さらには、特許文献３に記載の技術では、その実施例が示すように、引張強さで４９０Ｎ／ｍｍ２（５０ｋｇ／ｍｍ２）以上の鋼材とするために、鋼材の炭素含有量を高めるか、あるいはその他の合金元素の添加量を増やした成分組成とする必要があるため、素材コストの上昇を招くだけでなく、溶接熱影響部（ＨＡＺ）の靭性の劣化が問題となる。
【００１４】
また、特許文献４記載の技術では、パイプラインなどに用いられる場合に要求される一様伸び性能についてはミクロ組織の影響など必ずしも明確となっていなかった。また、母材の低温靱性の評価は−１０℃において実施されているだけで、それよりも低温における靱性が要求される新しい用途においての適用可否は不明である。
【００１５】
特許文献５に記載の技術では、合金元素の添加量を増やした成分組成とする必要があるため、素材コストの上昇を招くだけでなく、溶接熱影響部の靭性の劣化が問題となる。また、母材および溶接熱影響部の低温靱性の評価は−１０℃において実施されているだけである。
【００１６】
特許文献６または７に記載の技術では、耐歪時効特性は改善されるものの、母材および溶接熱影響部の低温靱性の評価は−１０℃において実施されているだけである。
【００１７】
また、特許文献１〜７には、フェライト相が必須であるが、ＡＰＩ規格でＸ６０以上と高強度化するにつれて、フェライト相を含む場合、引張強度の低下を招き、合金コストの上昇や低温靱性の低下を招く恐れがあった。
【００１８】
そこで、本発明は、このような従来技術の課題を解決し、高製造効率で製造可能な、ＡＰＩ  ５Ｌ  Ｘ７０グレード以下の耐歪時効特性に優れた低降伏比、高強度および高靭性を有する鋼板及びその製造方法並びにその鋼板を用いた高強度溶接鋼管を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【００１９】
本発明者らは上記課題を解決するために、鋼板の製造方法、特に制御圧延及び制御圧延後の加速冷却とその後の再加熱という製造プロセスについて鋭意検討した結果、表層部のみにポリゴナルフェライトを生成させるとともに、表層部のベイナイトが軟質化するように圧延条件を制御することにより、大きな強度低下を起こすことなく、高変形性能や高伸び特性を得ることができる可能性があることを見出し、以下の知見を得た。
【００２０】
（ａ）加速冷却過程でベイナイト変態途中、すなわち未変態オーステナイト（ｎｏｎ−ｔｒａｎｓｆｏｒｍｅｄ  ａｕｓｔｅｎｉｔｅ）が存在する温度領域で冷却を停止し、その後ベイナイト変態の終了温度（以下Ｂｆ点と呼ぶ）より高い温度から再加熱を行なって、鋼板の金属組織を、ベイナイト相中に硬質な島状マルテンサイトが均一に生成した組織とすることにより、低降伏比化が可能である。
【００２１】
（ｂ）オーステナイト安定化元素としてＭｎを適量添加することにより、未変態オーステナイトが安定化するため、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ等の焼入性向上元素を多量添加しなくても硬質なＭＡの生成が可能である。
【００２２】
（ｃ）オーステナイト未再結晶温度域の９００℃以下で５０％以上の累積圧下を加えることによりＭＡを均一微細分散させることができ、低降伏比を維持しながら、一様伸びを向上させることが可能である。
【００２３】
（ｄ）さらに、上記（ｃ）のオーステナイト未再結晶温度域における圧延条件と、上記（ａ）の再加熱条件との両方を適切に制御することにより、ＭＡの形状を制御できる。すなわち、円相当径の平均値で３．０μｍ以下に微細化することができる。そして、その結果、従来鋼であれば時効により降伏比の劣化などが生じるような熱履歴を受けてもＭＡの分解が少なく、時効後も所望の組織形態および特性を維持することが可能である。
【００２４】
（ｅ）さらに、表裏面から５ｍｍ以内の表層部が、（Ａｒ３−６０℃）以上Ａｒ３変態点以下の温度から冷却を開始することによって、表裏面から５ｍｍ以内の表層部にポリゴナルフェライトを適切な面積率生成させることができる。その結果、前記表層部の硬さを低減することができ、高い伸び特性を確保することが可能である。
【００２５】
（ｆ）さらに、冷却速度が２００℃／ｓ以下で６００℃以下まで１段目の冷却を行うことによって、表裏層部のベイナイト組織を軟質化させることができる。その結果、表裏層下の硬さを低減することができ、高い伸び特性を確保することが可能である。
【００２６】
本発明は上記の知見に更に検討を加えてなされたもので、本発明の要旨は、以下の通りである。
【００２７】
［１］  成分組成が、質量％で、Ｃ：０．０３〜０．０８％、Ｓｉ：０．０１〜１．０％、Ｍｎ：１．２〜３．０％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．０８％以下、Ｎｂ：０．００５〜０．０７％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、Ｎ：０．０１０％以下、Ｏ：０．００５％以下を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなり、金属組織がベイナイトと、島状マルテンサイトと、表裏面から５ｍｍ以内の表層部にはさらに、ポリゴナルフェライトを含む組織であり、前記島状マルテンサイトの面積分率が３〜１５％かつ円相当径が３．０μｍ以下、前記ポリゴナルフェライトの前記表層部における面積分率が１０％以上８０％未満、残部が前記ベイナイトであり、板厚方向の硬さのばらつきがビッカース硬さでΔＨＶ３０以下、板幅方向の硬さのばらつきがビッカース硬さでΔＨＶ３０以下、鋼板表層部の最高硬さがビッカース硬さでＨＶ２３０以下であり、ＧＯＳＴ規格の試験片形状の全厚引張試験における降伏比が８５％以下、伸びが２２％以上であることを特徴とする低降伏比高強度鋼板。
【００２８】
［２］  さらに、成分組成が、質量％で、Ｃｕ：０．５％以下、Ｎｉ：１％以下、Ｃｒ：０．５％以下、Ｍｏ：０．５％以下、Ｖ：０．１％以下、Ｃａ：０．０００５〜０．００３％、Ｂ：０．００５％以下の中から選ばれる一種以上を含有することを特徴とする［１］に記載低降伏比高強度鋼板。
【００２９】
［３］  上記［１］または［２］に記載の成分組成を有する鋼を、１０００〜１３００℃の温度に加熱し、９００℃以下での累積圧下率を５０％以上とし、Ａｒ３変態点以上の温度で熱間圧延を終了し、表裏面から５ｍｍ以内の表層部が（Ａｒ３−６０℃）以上Ａｒ３変態点以下の温度から冷却を開始し、鋼板表面温度で冷却速度２００℃／ｓ以下として、６００℃以下まで冷却、鋼板平均温度で冷却速度１５℃／ｓ以上として、４５０℃以上６５０℃以下まで冷却後、直ちに鋼板表面温度で１．０℃／ｓ以上の昇温速度で５５０〜７５０℃まで再加熱することを特徴とする低降伏比高強度鋼板の製造方法。
【００３０】
［４］  上記［１］または［２］に記載の鋼板を筒状に成形し、その突合せ部を内外面から１層ずつ溶接し、その後、０．４％以上２．０％以下の拡管率にて拡管処理した、ＧＯＳＴ規格の試験片形状の全厚引張試験における降伏比が９０％以下であり、伸びが２０％以上であり、さらに２５０℃以下の温度で３０分以下の歪時効処理を施した後においても降伏比が９０％以下、伸びが２０％以上であることを特徴とする高強度溶接鋼管。
【発明の効果】
【００３１】
本発明によれば、耐歪時効特性に優れた低降伏比、高強度および高靭性を有する鋼板を、溶接熱影響部の靭性を劣化させたり、多量の合金元素を添加することなく、製造することができる。このため主にラインパイプに使用する鋼板を、大量に安定して製造することができ、生産性および経済性を著しく高めることができる。さらに、この鋼板を用いて耐座屈性能及び伸び特性に優れた高強度溶接鋼管を製造できるので産業上極めて有用である。
【図面の簡単な説明】
【００３２】
【図１】本発明の加速冷却、再加熱における鋼板平均温度での冷却カーブおよび鋼板表面温度での冷却、加熱カーブの概略を示す図である。
【発明を実施するための形態】
【００３３】
以下に本発明の各構成要件の限定理由について説明する。
【００３４】
１．成分組成について
はじめに、本発明の鋼の成分組成を規定した理由を説明する。なお、成分％は、すべて質量％を意味する。
【００３５】
Ｃ：０．０３〜０．０８％
Ｃは炭化物として析出強化に寄与し、且つＭＡ生成に重要な元素であるが、０．０３％未満の含有ではＭＡの生成に不十分であり、また十分な強度を確保できない。０．０８％を超える添加は母材靭性および溶接熱影響部（ＨＡＺ）靭性を劣化させるため、Ｃ量は０．０３〜０．０８％の範囲とする。好ましくは０．０４〜０．０６％の範囲である。
【００３６】
Ｓｉ：０．０１〜１．０％
Ｓｉは脱酸のため含有するが、０．０１％未満の添加では脱酸効果が十分でなく、１．０％を超えて含有すると、靭性や溶接性を劣化させるため、Ｓｉ量は０．０１〜１．０％の範囲とする。好ましくは０．０１〜０．３％の範囲である。
【００３７】
Ｍｎ：１．２〜３．０％
Ｍｎは強度、靭性向上、更に焼入性を向上しＭＡ生成を促すために含有するが、１．２％未満の含有ではその効果が十分でなく、３．０％を超えて含有すると、靱性ならびに溶接性が劣化するため、Ｍｎ量は１．２〜３．０％の範囲とする。成分や製造条件の変動によらず、安定してＭＡを生成するためには、１．８〜３．０％の範囲が好ましい。
【００３８】
Ｐ：０．０１５％以下
本発明でＰは不可避的不純物であり、その量の上限を規定する。Ｐは、含有量が多いと中央偏析が著しく、母材靭性が劣化するため、Ｐ量は０．０１５％以下とする。さらに好適には、０．０１０％以下である。
【００３９】
Ｓ：０．００５％以下
本発明でＳは不可避的不純物であり、その量の上限を規定する。Ｓは、含有量が多いとＭｎＳの生成量が著しく増加し、母材の靭性が劣化するため、Ｓ量は０．００５％以下とする。さらに好適には、０．００２％以下である。
【００４０】
Ａｌ：０．０８％以下
Ａｌは脱酸剤として含有するが、０．０８％を超えて含有すると鋼の清浄度が低下し、靱性が劣化するため、Ａｌ量は０．０８％以下とする。好ましくは、０．０１〜０．０８％の範囲である。さらに好適には、０．０１〜０．０５％の範囲である。
【００４１】
Ｎｂ：０．００５〜０．０７％
Ｎｂは組織の微細粒化により靭性を向上させ、さらに固溶Ｎｂの焼入性向上により強度上昇に寄与する元素である。その効果は、０．００５％以上の含有で発現する。しかし、０．０７％を超えて含有すると溶接熱影響部の靭性が劣化するため、Ｎｂ量は０．００５〜０．０７％の範囲とする。さらに好適には、０．０１〜０．０５％の範囲である。
【００４２】
Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％
ＴｉはＴｉＮのピンニング効果により、スラブ加熱時のオーステナイトの粗大化を抑制し、母材の靭性を向上させる重要な元素である。その効果は、０．００５％以上の含有で発現する。しかし、０．０２５％を超える含有は溶接熱影響部の靭性の劣化を招くため、Ｔｉ量は０．００５〜０．０２５％の範囲とする。溶接熱影響部の靭性の観点からは、好ましくは、０．００５％以上０．０２％未満の範囲である。さらに好適には、０．００７〜０．０１６％の範囲である。
【００４３】
Ｎ：０．０１０％以下
Ｎは不可避的不純物として扱うが、Ｎ量が０．０１０％を超えると、溶接熱影響部靭性が劣化するため、Ｎ量は０．０１０％以下とする。好ましくは０．００７％以下である。さらに好適には、０．００６％以下である。
【００４４】
Ｏ：０．００５％以下
本発明でＯは不可避的不純物であり、その量の上限を規定する。Ｏは粗大で靱性に悪影響を及ぼす介在物の生成の原因となるため、Ｏ量は０．００５％以下とする。さらに好適には、０．００３％以下である。
【００４５】
以上が本発明の基本成分であるが、鋼板の強度・靱性をさらに改善し、且つ焼入性を向上させＭＡの生成を促す目的で、以下に示すＣｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｃａ、Ｂの１種以上を含有してもよい。
【００４６】
Ｃｕ：０．５％以下
Ｃｕは、添加することで鋼の焼入性向上に寄与するので添加してもよい。その効果を得るためには、０．０５％以上添加することが好ましい。しかし、０．５％以上の添加を行うと、靱性劣化が生じるため、Ｃｕを添加する場合は、Ｃｕ量は０．５％以下とすることが好ましい。さらに好適には、０．４％以下である。
【００４７】
Ｎｉ：１％以下
Ｎｉは、添加することで鋼の焼入性の向上に寄与し、特に、多量に添加しても靱性の劣化を生じないため、強靭化に有効であることから添加してもよい。その効果を得るためには、０．０５％以上添加することが好ましい。しかし、Ｎｉは高価な元素であるため、Ｎｉを添加する場合は、Ｎｉ量は１％以下とすることが好ましい。さらに好適には、０．４％以下である。
【００４８】
Ｃｒ：０．５％以下
Ｃｒは、Ｍｎと同様に低Ｃでも十分な強度を得るために有効な元素であるので添加してもよい。その効果を得るためには、０．１％以上添加することが好ましいが、過剰に添加すると溶接性が劣化するため、添加する場合は、Ｃｒ量は０．５％以下とすることが好ましい。さらに好適には、０．４％以下の範囲である。
【００４９】
Ｍｏ：０．５％以下
Ｍｏは、焼入性を向上させる元素であり、ＭＡ生成やベイナイト相を強化することで強度上昇に寄与する元素であるので添加してもよい。その効果を得るためには、０．０５％以上添加することが好ましい。しかし、０．５％を超えて添加すると、溶接熱影響部の靭性の劣化を招くことから、添加する場合には、Ｍｏ量は０．５％以下とすることが好ましく、さらに好ましくは、０．３％以下である。
【００５０】
Ｖ：０．１％以下
Ｖは、焼入性を高め、強度上昇に寄与する元素であるので添加してもよい。その効果を得るためには、０．００５％以上添加することが好ましいが、０．１％を超えて添加すると溶接熱影響部の靭性が劣化するため、添加する場合は、Ｖ量は０．１％以下とすることが好ましい。さらに好適には、０．０６％以下である。
【００５１】
Ｃａ：０．０００５〜０．００３％
Ｃａは硫化物系介在物の形態を制御して靭性を改善するので添加してもよい。０．０００５％以上でその効果が現れ、０．００３％を超えると効果が飽和し、逆に清浄度を低下させて靭性を劣化させるため、添加する場合にはＣａ量は０．０００５〜０．００３％の範囲とすることが好ましい。さらに好適には、０．００１〜０．００３％の範囲である。
【００５２】
Ｂ：０．００５％以下
Ｂは強度上昇、溶接熱影響部の靭性の改善に寄与する元素であるので添加してもよい。その効果を得るためには、０．０００５％以上添加することが好ましいが、０．００５％を超えて添加すると溶接性を劣化させるため、添加する場合は、Ｂ量は０．００５％以下とすることが好ましい。さらに好適には、０．００３％以下である。
【００５３】
なお、Ｔｉ量とＮ量の比であるＴｉ／Ｎを最適化することで、ＴｉＮ粒子により溶接熱影響部のオーステナイト粗大化を抑制することでき、良好な溶接熱影響部の靭性を得ることが出来るため、Ｔｉ／Ｎは２〜８の範囲とすることが好ましく、２〜５の範囲とすることがさらに好ましい。
【００５４】
本発明の鋼板における上記成分以外の残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物である。ただし、本発明の作用効果を害さない範囲であれば、上記以外の元素の含有を拒むものではない。たとえば、靱性改善の観点から、Ｍｇ：０．０２％以下、および／またはＲＥＭ（希土類金属）：０．０２％以下を含むことができる。
【００５５】
次に、本発明の金属組織について説明する。
【００５６】
２．金属組織について
本発明では、ベイナイトと、島状マルテンサイトの２相組織を主体とし、表裏面から５ｍｍ以下の領域では、ポリゴナルフェライトとベイナイトと島状マルテンサイトの３相組織となるような金属組織とする。
【００５７】
ベイナイトに、硬質なＭＡを含んだ２相組織を主体とすることで、低降伏比化、高一様伸び化や高強度を達成している。また、表裏面から５ｍｍ以内の表層部でさらにポリゴナルフェライトを含んだ３相組織とすることで、高一様伸びや高伸びを達成している。
【００５８】
大変形を受ける地震地帯等へ適用される際には、低降伏比化に加え高一様伸び性能や伸び性能が要求されることがある。上記のような、軟質のポリゴナルフェライト、ベイナイトと硬質のＭＡとの複相組織では、軟質相が変形を担う。また、板厚方向および板幅方向の硬さばらつきをΔＨＶ３０程度以下に抑制するとともに、鋼板の表層部の最高硬さをＨＶ２３０程度以下に抑制することによって、鋼板のＧＯＳＴ規格の試験片形状の全厚引張試験において、２２％以上の高伸び化が達成可能である。
【００５９】
組織中のＭＡの割合は、ＭＡの面積分率（圧延方向や板幅方向等の鋼板の任意の断面におけるそれらのＭＡの面積の割合の平均値から算出）で、３〜１５％とする。ＭＡの面積分率が３％未満では低降伏比化を達成するには不十分な場合があり、また１５％を超えると母材靱性を劣化させる場合がある。
【００６０】
また、低降伏比化、高一様伸び化および母材靭性の観点から、ＭＡの面積分率は５〜１５％とすることが望ましい。なお、ＭＡの面積分率は鋼の組織全体に対する割合である。
【００６１】
ＭＡは、たとえば３％ナイタール溶液（ｎｉｔａｌ：硝酸アルコール溶液）でエッチング後、電解エッチングして観察すると、容易に識別可能である。走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）で鋼板のミクロ組織を観察すると、ＭＡは白く浮き立った部分として観察される。
【００６２】
なお、ＭＡの面積分率は、例えば走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）観察により得られた少なくとも４視野以上のミクロ組織写真を画像処理することによってＭＡの占めるそれらの面積率の平均値から算出することができる。
【００６３】
また、母材の靭性確保及び一様伸び向上の観点からＭＡの円相当径は３．０μｍ以下とする。一方、ＭＡの円相当径が３．０μｍ超えでは、母材靱性を劣化させる場合がある。
なお、ＭＡの円相当径は、ＳＥＭ観察により得られたミクロ組織を画像処理し、個々のＭＡと同じ面積の円の直径を個々のＭＡについて求め、それらの直径の平均値として求めることができる。
【００６４】
本発明では、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ等の高価な合金元素を多量に添加しなくてもＭＡを生成させるために、Ｍｎ、Ｓｉを添加し未変態オーステナイトを安定化させ、再加熱、その後の空冷中のパーライト変態やセメンタイト生成を抑制することが重要である。
【００６５】
本発明における、ＭＡおよび表裏面下のポリゴナルフェライト生成のメカニズムは概略以下の通りである。詳細な製造条件は後述する。
【００６６】
スラブを加熱後、オーステナイト領域で圧延を終了し、その後Ａｒ３変態温度直下から加速冷却を開始する。
【００６７】
加速冷却をベイナイト変態途中すなわち未変態オーステナイトが存在する温度域で終了し、その後ベイナイト変態の終了温度（Ｂｆ点）より高い温度から再加熱を行い、その後冷却する製造プロセスにおいて、そのミクロ組織の変化は次の通りである。
【００６８】
加速冷却終了時のミクロ組織は、表裏面下のポリゴナルフェライトとベイナイトと未変態オーステナイトである。その後、Ｂｆ点より高い温度から再加熱を行うことで未変態オーステナイトからベイナイトへの変態が生じるが、ベイナイトはＣ固溶可能量が少ないためＣが周囲の未変態オーステナイトへ排出される。
【００６９】
そのため、再加熱時のベイナイト変態の進行に伴い、未変態オーステナイト中のＣ量が増加する。このとき、オーステナイト安定化元素である、Ｃｕ、Ｎｉ等が一定以上含有されていると、再加熱終了時でもＣが濃縮した未変態オーステナイトが残存し、再加熱後の冷却でＭＡへと変態し、最終的にベイナイト組織の中にＭＡが生成した組織、さらに表裏層下ではポリゴナルフェライトも含む組織となる。
【００７０】
ポリゴナルフェライトの面積分率を１０％以上８０％未満とする。ポリゴナルフェライトの面積分率が１０％未満では、鋼板の表層硬さがＨＶ２３０を超えて硬くなりすぎて、伸びが２２％を下回る場合がある。また、ポリゴナルフェライトの面積分率が８０％以上では鋼板の強度が低下しすぎてしまうからである。
【００７１】
本発明では、加速冷却後、未変態オーステナイトが存在する温度域から再加熱を行うことが重要であり、再加熱開始温度がＢｆ点以下となるとベイナイト変態が完了し未変態オーステナイトが存在しなくなるため、再加熱開始はＢｆ点より高い温度とする必要がある。
【００７２】
また、再加熱後の冷却については、ＭＡの変態に影響を与えないため特に規定しないが、基本的に空冷とすることが好ましい。本発明では、Ｍｎを一定量添加した鋼を用い、ベイナイト変態途中で加速冷却を停止し、直ちに連続的に再加熱を行うことで、製造効率を低下させることなく硬質なＭＡを生成させることができる。
【００７３】
なお、本発明に係る鋼板では、金属組織が、ベイナイト相に一定量のＭＡを均一に含み、かつ表裏面から５ｍｍ以内の表層部ではポリゴナルフェライトも含む組織であるが、本発明の作用効果を損なわない程度で、その他の組織や析出物を含有するものも、本発明の範囲に含む。
【００７４】
具体的には、パーライトやセメンタイトなどが１種または２種以上混在する場合は、強度が低下する。しかし、ポリゴナルフェライト、ベイナイトおよびＭＡ以外の組織の面積分率が低い場合は強度の低下の影響が無視できるため、組織全体に対する合計の面積分率で３％以下であれば、ポリゴナルフェライトとベイナイトとＭＡとの３種以外の金属組織を、すなわちパーライトやセメンタイト等を１種以上含有してもよい。
【００７５】
以上述べた金属組織は、上述した組成の鋼を用いて、以下に述べる方法で製造することにより得ることができる。
【００７６】
３．製造条件について
上述した組成を有する鋼を、転炉、電気炉等の溶製手段で常法により溶製し、連続鋳造法または造塊〜分塊法等で常法によりスラブ等の鋼素材とすることが好ましい。なお、溶製方法、鋳造法については上記した方法に限定されるものではない。その後、所望の形状に圧延し、圧延後に、冷却および加熱を行う。
【００７７】
なお、本発明において、特に断らない限り、冷却開始温度は鋼板表面温度を、冷却速度、冷却停止温度は鋼板表面温度と鋼板平均温度の両方を適用する。その他の温度、例えばスラブ加熱温度、制御圧延開始温度、圧延終了温度、再加熱における再加熱温度等の温度は鋼板平均温度とする。
【００７８】
ここで、鋼板平均温度は、スラブもしくは鋼板の表面温度より、板厚、熱伝導率等のパラメータを考慮して、計算により求めたものである。また、冷却速度は、熱間圧延終了後、冷却終了温度（４５０〜６５０℃）までの冷却に必要な温度差をその冷却を行うのに要した時間で割った平均冷却速度である。
【００７９】
また、昇温速度は、冷却後、再加熱温度（５５０〜７５０℃）までの再加熱に必要な温度差を再加熱するのに要した時間で割った平均昇温速度である。以下、各製造条件について詳しく説明する。
【００８０】
なお、Ａｒ３温度は、以下の式より計算される値を用いる。
Ａｒ３（℃）＝９１０−３１０Ｃ−８０Ｍｎ−２０Ｃｕ−１５Ｃｒ−５５Ｎｉ−８０Ｍｏ
但し、元素記号は各元素の質量％を表す。
【００８１】
加熱温度：１０００〜１３００℃
加熱温度が１０００℃未満では炭化物の固溶が不十分で必要な強度が得られず、１３００℃を超えると母材靭性が劣化するため、加熱温度は、１０００〜１３００℃の範囲とする。
【００８２】
圧延終了温度：Ａｒ３  温度以上
圧延終了温度がＡｒ３温度未満であると、その後のフェライト変態速度が低下するため、再加熱時の未変態オーステナイトへのＣの濃縮が不十分となりＭＡが生成しない。そのため圧延終了温度をＡｒ３温度以上とする。
【００８３】
９００℃以下の累積圧下率：５０％以上
９００℃以下という温度域は、オーステナイト未再結晶温度の低温域に相当する。この温度域における累積圧下率を５０％以上とすることにより、オーステナイト粒を微細化することができるので、その後、旧オーステナイト粒界に生成するＭＡの生成サイトが増え、ＭＡの粗大化の抑制に寄与する。
【００８４】
９００℃以下の累積圧下率が５０％未満であると、生成するＭＡの円相当径が３．０μｍを超えるため、一様伸びが低下したり母材の靭性が低下したりする場合がある。そのため９００℃以下の累積圧下率を５０％以上とする。
【００８５】
本発明の加速冷却における鋼板平均温度での冷却カーブおよび鋼板表面での冷却、加熱カーブの概略図を図１に示す。
【００８６】
冷却開始温度は鋼板表面温度で、（Ａｒ３−６０℃）以上Ａｒ３変態点以下とする。
この条件は、本発明において重要な製造条件の一つである。圧延終了後の加速冷却開始温度を鋼板表面温度でＡｒ３変態点以下（Ａｒ３−６０℃）以上とすることで、鋼板の表裏面から５ｍｍ以内の表層部に面積分率１０％以上８０％未満のポリゴナルフェライトを生成させることができる。これにより鋼板表層部の最高硬さでＨＶ２３０以下とすることができる。これによりＧＯＳＴ規格の試験片形状の全厚引張試験において、鋼板の伸び値を２２％以上とすることができる。
【００８７】
鋼板の冷却は、鋼板表面温度では、それぞれ、冷却速度２００℃／ｓｅｃ以下、冷却停止温度６００℃以下とする。
【００８８】
冷却速度を２００℃／ｓｅｃ以下で冷却停止温度が６００℃以下となるように冷却を実施することにより、鋼板表層部のベイナイト組織が軟質化し、鋼板表層部の最高硬さをビッカース硬さでＨＶ２３０以下とすることができ、さらに板厚方向および板幅方向のばらつきをΔＨＶ３０以下に抑制することができる。このように、板厚、板幅方向の硬さのばらつきをΔＨＶ３０以下、表層の最高硬さをＨＶ２３０以下とすることで、鋼板の伸びのばらつきや伸びの低下を抑制することができ、安定的に伸び２２％以上を確保することができる。
【００８９】
また、鋼板での降伏比を８５％以下、伸びを２２％以上とするのは、鋼板・鋼管の成形歪に伴う材質変化を考慮し、鋼管で降伏比９０％以下、伸び２０％以上を確保するために、鋼板段階では降伏比８５％以下、伸び２２％以上を目標とするためである。
【００９０】
冷却停止温度を鋼板表面温度で６００℃以下とするのは鋼板表面をベイナイト変態の開始温度以下とするためであり、鋼板表面温度で２００〜５００℃とするのが好ましい。こうすることによって、鋼板表裏面から５ｍｍ以内の表層部の金属組織はポリゴナルフェライトとベイナイトとＭＡの３相組織となる。なお、冷却速度の下限は５０℃／ｓｅｃとするのが好ましい。
【００９１】
鋼板平均温度での冷却速度は１５℃／ｓ以上とする。
【００９２】
冷却速度が１５℃／ｓ未満では冷却時にパーライトを生成するため、十分な強度や低降伏比が得られない。よって、鋼板平均温度での冷却速度は、１５℃／ｓ以上とする。
【００９３】
本発明では、加速冷却によりベイナイト変態領域まで過冷することにより、その後の再加熱時に温度保持することなく、再加熱時のベイナイト変態を完了させることが可能となる。
【００９４】
鋼板平均温度での冷却停止温度は４５０〜６５０℃とする。
【００９５】
本プロセスは本発明において、重要な製造条件である。本発明では再加熱後に存在するＣの濃縮した未変態オーステナイトがその後の空冷時にＭＡへと変態する。
【００９６】
すなわち、ベイナイト変態途中の未変態オーステナイトが存在する温度域で冷却を停止する必要がある。冷却停止温度が４５０℃未満では、ベイナイト変態が完了するため空冷時にＭＡが生成せず低降伏比化が達成できない。６５０℃を超えると冷却中に析出するパーライトにＣが消費されＭＡが生成しないため、加速冷却停止温度を４５０〜６５０℃とする。より良好な強度および靱性を与える上で好適なＭＡ面積分率を確保する観点からは、好ましくは５００〜６００℃である。この加速冷却については、任意の冷却設備を用いることが可能である。
【００９７】
加速冷却停止後、直ちに鋼板表面温度で、１．０℃／ｓ以上の昇温速度で、５５０〜７５０℃の温度まで再加熱を行う。
【００９８】
ここで、加速冷却停止後、直ちに再加熱するとは、加速冷却停止後、１２０秒以内に１．０℃／ｓ以上の昇温速度で再加熱することを言う。
【００９９】
本プロセスも本発明において重要な製造条件である。前記加速冷却後の再加熱時に未変態オーステナイトがベイナイトへと変態し、それに伴い、残る未変態オーステナイトへＣが排出されることにより、このＣが濃化した未変態オーステナイトは、再加熱後の空冷時にＭＡへと変態する。
【０１００】
ＭＡを得るためには、加速冷却後Ｂｆ点より高い温度から５５０〜７５０℃の温度域まで再加熱する必要がある。
【０１０１】
昇温速度が１．０℃／ｓ未満では、目的の再加熱温度に達するまでに長時間を要するため製造効率が悪化し、またＭＡの粗大化を招く場合があり、十分な低降伏比、靭性あるいは一様伸びを得ることができない。この機構は必ずしも明確ではないが、再加熱の昇温速度を１．０℃／ｓ以上と大きくすることにより、Ｃ濃縮領域の粗大化を抑制し、再加熱後の冷却過程で生成するＭＡの粗大化が抑制されるものと考えられる。
【０１０２】
再加熱温度が５５０℃未満では変態が十分起こらずＣの未変態オーステナイトへの排出が不十分となり、ＭＡが生成せず低降伏比化が達成できない。再加熱温度が７５０℃を超えるとベイナイトの軟化により十分な強度が得られないため、再加熱の温度域を５５０〜７５０℃の範囲とする。
【０１０３】
本発明では、加速冷却後、未変態オーステナイトが存在する温度域から再加熱を行うことが重要であり、再加熱開始温度がＢｆ点以下となるとベイナイト変態が完了し未変態オーステナイトが存在しなくなるため、再加熱開始はＢｆ点より高い温度とする必要がある。
【０１０４】
確実にＣを未変態オーステナイトへ濃化させるためには、再加熱開始温度より５０℃以上昇温することが望ましい。再加熱温度において、特に温度保持時間を設定する必要はない。
【０１０５】
本発明の製造方法を用いれば再加熱後直ちに冷却しても、十分なＭＡが得られるため、低降伏比化、高一様伸び化が達成できる。しかし、よりＣの拡散を促進させＭＡ体積分率を確保するために、再加熱時に、３０分以内の温度保持を行うことができる。
【０１０６】
３０分を超えて温度保持を行うと、ベイナイト相において回復が起こり強度が低下する場合がある。また、再加熱後の冷却速度は基本的には空冷とすることが好ましい。
【０１０７】
加速冷却後の再加熱を行うための設備として、加速冷却を行うための冷却設備の下流側に加熱装置を設置することができる。加熱装置としては、鋼板の急速加熱が可能であるガス燃焼炉や誘導加熱装置を用いる事が好ましい。
【０１０８】
以上、述べたように、本発明においては、まず、オーステナイト未再結晶温度域の９００℃以下で５０％以上の累積圧下を加えることにより、オーステナイト粒の微細化を通じてＭＡ生成サイトを増やし、ＭＡを均一微細分散させることができ、鋼板で８５％以下の低降伏比、鋼管で９０％以下の低降伏比を確保することができる。
【０１０９】
さらに、本発明においては、加速冷却後の再加熱の昇温速度を大きくすることにより、ＭＡの粗大化を抑制するので、ＭＡの円相当径を３．０μｍ以下に微細化することができる。また、（Ａｒ３−６０℃）以上Ａｒ３変態点以下で冷却開始することにより、表裏面から５ｍｍ以内の表層部でポリゴナルフェライトを生成させるとともに、鋼板表面の冷却速度が２００℃／ｓ以下で鋼板表面温度が６００℃以下となるまで冷却することで表層部のベイナイトを軟質化させることができ、ＧＯＳＴ規格の試験片形状の全厚引張試験において、鋼板で２２％以上の伸び、鋼管で２０％以上の伸びを確保することができる。
【０１１０】
これにより、従来鋼であれば歪時効により特性劣化するような熱履歴を受けても、本発明鋼ではＭＡの分解が少なく、ベイナイトとＭＡの２相組織を主体とし、表裏面から５ｍｍ以内の表層部でポリゴナルフェライトとベイナイトとＭＡの３相組織からなる所定の金属組織を維持することが可能となる。
【０１１１】
その結果、本発明においては、２５０℃で３０分という、一般的な鋼管のコーティング工程では高温かつ長時間に相当する熱履歴を経ても、歪時効による降伏応力（ＹＳ）上昇や、これに伴う降伏比の上昇や一様伸びの低下を抑制することができ、従来鋼であれば歪時効により特性劣化するような熱履歴を受けても、本発明鋼では鋼板および鋼管で所定の材質を確保することができる。
【０１１２】
なお、上記鋼板を用いて鋼管を製造する場合は、鋼板を筒状に成形し、その突合せ部を内外面から１層ずつ溶接すればよい。その後、拡管率０．４〜２．０％とすることで真円度が良くなる。
【実施例１】
【０１１３】
表１に示す成分組成の鋼（鋼種Ａ〜Ｊ）を連続鋳造法によりスラブとし、板厚２０、３３ｍｍの厚鋼板（Ｎｏ．１〜１７）を製造した。
【０１１４】
【表１】
0005516784.tif 000002
【０１１５】
加熱したスラブを熱間圧延により圧延した後、直ちに水冷型の加速冷却設備を用いて冷却を行い、誘導加熱炉またはガス燃焼炉を用いて再加熱を行った。誘導加熱炉は加速冷却設備と同一ライン上に設置した。
【０１１６】
各鋼板（Ｎｏ．１〜１７）の製造条件を表２に示す。なお、加熱温度、圧延終了温度、冷却停止（終了）温度および、再加熱温度等の温度は鋼板の平均温度とした。平均温度は、スラブもしくは鋼板の表面温度より、板厚、熱伝導率等のパラメータを用いて計算により求めた。
また、冷却速度は、熱間圧延終了後、冷却停止（終了）温度（４３０〜６３０℃）までの冷却に必要な温度差をその冷却を行うのに要した時間で除した平均冷却速度である。また、再加熱速度（昇温速度）は、冷却後、再加熱温度（５３０〜６８０℃）までの再加熱に必要な温度差を再加熱するのに要した時間で除した平均昇温速度である。
【０１１７】
【表２】
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【０１１８】
以上のようにして製造した鋼板の機械的性質を測定した。測定結果を表３に示す。引張強度は、圧延方向に直角方向の全厚引張試験片を２本採取し、引張試験を行い、その平均値で評価した。引張強度５９０ＭＰａ以上を本発明に必要な強度とした。降伏比、伸びは、圧延直交方向の全厚の引張試験片を採取し、引張試験を行い、評価した。降伏比８５％以下、伸び２２％以上を本発明に必要な変形性能とした。
【０１１９】
母材靭性については、圧延方向に直角方向のフルサイズシャルピーＶノッチ試験片を３本採取し、シャルピー試験を行い、−４０℃での吸収エネルギーを測定し、その平均値を求めた。−４０℃での吸収エネルギーが２００Ｊ以上のものを良好とした。
【０１２０】
溶接熱影響部（ＨＡＺ）の靭性については、再現熱サイクル装置によって入熱７０ｋＪ／ｃｍに相当する熱履歴を加えた試験片を３本採取し、シャルピー衝撃試験を行った。そして、−４０℃での吸収エネルギーを測定し、その平均値を求めた。−４０℃でのシャルピー吸収エネルギーが１００Ｊ以上のものを良好とした。
【０１２１】
【表３】
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【０１２２】
表３において、発明例であるＮｏ．１〜７はいずれも、成分組成および製造方法が本発明の範囲内であり、引張強度５９０ＭＰａ以上の高強度で降伏比８５％以下、一様伸び１０％以上、伸び２２％以上の低降伏比、高伸びであり、母材ならびに溶接熱影響部の靭性は良好であった。
【０１２３】
また、鋼板の組織は中心部でベイナイト主体にＭＡが分散した組織であり、ＭＡの面積分率は３〜１５％かつ円相当径３．０μｍ以下の範囲内であった。なお、ＭＡの面積分率は、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）で観察したミクロ組織から画像処理により求めた。また、鋼板の表層部でポリゴナルフェライトとベイナイトを主体にＭＡが分散した組織であり、ポリゴナルフェライトの面積分率は１０〜８０％であった。
【０１２４】
一方、比較例であるＮｏ．８〜１４は、成分組成は本発明の範囲内であるが、製造方法が本発明の範囲外であるため、組織が本発明の範囲外となり、２５０℃、３０分の歪時効処理前後のいずれにおいても、降伏比、伸びが不十分か十分な強度、靭性が得られなかった。Ｎｏ．１５〜１７は成分組成が本発明の範囲外であるので、Ｎｏ．１５は降伏比、一様伸びが、Ｎｏ．１６は引張強度、降伏比、一様伸び、伸びが何れも発明の範囲外となった。
Ｎｏ．１７は、溶接熱影響部（ＨＡＺ）靭性が発明の範囲外となった。
【０１２５】
次に、表２で示した製造条件で製造した鋼板（Ｎｏ．１〜１７）を使ってＵＯＥ鋼管を製造した。
【０１２６】
得られた鋼板をＵプレス、Ｏプレスによって成形した後、サブマージアーク溶接で内面シーム溶接後、外面シーム溶接を行った。その後、０．６〜１．２％の拡管率にて拡管して、外径４００〜１６２６ｍｍの鋼管にした。パイプの母材部からＧＯＳＴ規格の引張試験片を採取し、引張特性を評価した。また、パイプの母材部からクーポンを切り出し、２５０℃で３０分の時効処理を施した後、同様にＧＯＳＴ規格の引張試験片を採取し、時効後の引張特性を評価した。また、鋼管の母材部の板厚中央位置からＪＩＳ  Ｚ２２０２（１９８０）のＶノッチシャルピー衝撃試験片を採取し、−４０℃の試験温度でシャルピー衝撃試験を実施した。さらに、ＡＰＩ−５Ｌに準拠したＤＷＴＴ試験片を鋼管から採取し、−２０℃の試験温度で試験を行い、ＳＡ値（Ｓｈｅａｒ  Ａｒｅａ：延性破面率）を求めた。また、鋼管の溶接継手部からＪＩＳ  Ｚ２２０２（１９８０）のＶノッチシャルピー衝撃試験片を外面ＦＬの位置から採取し、−４０℃の試験温度でシャルピー衝撃試験を実施した。なお、ノッチ位置はＨＡＺと溶接金属が１：１の割合で存在する位置とした。
【０１２７】
試験結果を表４に示す。
【０１２８】
【表４】
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【０１２９】
パイプ母材の引張強度が２５０℃で３０分の時効処理前後で５９０ＭＰａ以上、２０％以上の伸びを有し、かつ引張強度に対する０．５％耐力の割合が９０％以下であり且つ、母材における試験温度−４０℃でのシャルピー吸収エネルギーが２００Ｊ以上、ＤＷＴＴＳＡ−２０℃（ＤＷＴＴ試験（試験温度：−２０℃）における延性破面率）が８５％以上であり、鋼管のシーム溶接継手部の外面ＦＬノッチにおける試験温度−４０℃でのシャルピー吸収エネルギー１００Ｊ以上、を本発明の目標範囲とする。
【０１３０】
表４において、発明例であるＮｏ．１〜７はいずれも、成分組成および製造方法が本発明の範囲内であり、２５０℃にて３０分間の歪時効処理前後で、引張強度５９０ＭＰａ以上の高強度で降伏比９０％以下、伸び２０％以上の低降伏比、高伸びであり、母材ならびに溶接熱影響部の靭性は良好であった。
【０１３１】
一方、比較例であるＮｏ．８〜１４は、成分組成は本発明の範囲内であるが、製造方法が本発明の範囲外であるため、組織が本発明の範囲外となり、２５０℃３０分の歪時効処理前後のいずれにおいても降伏比、伸びが不十分か十分な強度、靭性が得られなかった。Ｎｏ．１５〜１７は成分組成が本発明の範囲外であるので、Ｎｏ．１５は降伏比、一様伸びが、Ｎｏ．１６は引張強度、降伏比、一様伸びおよび伸びが何れも発明の範囲外となった。
Ｎｏ．１７は、伸びおよび溶接熱部の靭性が発明の範囲外となった。
【図１】
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