(57)【要約】【課題】強度および低温靭性の優れた高張力鋼板と高張力鋼板の製造方法を提供する。【解決手段】質量％で、Ｃ：０．００５〜０．０８％、Ｓｉ：０．０２〜０．５０％、Ｍｎ：１．０〜３．５％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｎｂ：０．００１〜０．２％、Ｍｏ：０．０１〜１．５％、Ｃｕ：０．１〜１．５％、Ａｌ：０．０５％以下、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、Ｎ：０．０１０％以下、Ｂ：０．０００３〜０．００５％、残部が鉄および不可避的不純物からなり、［Ｔｉの含有量（質量％）］−３．４×［Ｎの含有量（質量％）］が０〜０．０２である鋼片を、１０００〜１２５０℃の温度に加熱し、９５０℃以下の圧下量が３０％以上かつ仕上げ温度が７００〜８５０℃となるように圧延を行い、圧延後自然放冷にて冷却することを特徴とする強度および低温靭性の優れた高張力鋼板の製造方法とする。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ    ：０．００５〜０．０８％
Ｓｉ  ：０．０２〜０．５０％
Ｍｎ  ：１．０〜３．５％
Ｐ    ：０．０２％以下
Ｓ    ：０．０１％以下
Ｎｂ  ：０．００１〜０．２％
Ｍｏ  ：０．０１〜１．５％
Ｃｕ  ：０．１〜１．５％
Ａｌ  ：０．０５％以下
Ｔｉ  ：０．００５〜０．０３％
Ｎ    ：０．０１０％以下
Ｂ    ：０．０００３〜０．００５％
残部が鉄および不可避的不純物からなり、［Ｔｉの含有量（質量％）］−３．４×［Ｎの含有量（質量％）］が０〜０．０２であることを特徴とする強度および低温靭性の優れた高張力鋼板。
【請求項２】
質量％で、
Ｎi  ：０．１〜１．５％
Ｃｒ  ：０．１〜１．５％
Ｖ    ：０．０１〜０．５％
のうち１種または２種以上を含有する請求項１に記載の強度および低温靭性の優れた高張力鋼板。
【請求項３】
質量％で、
ＲＥＭ：０．０００５〜０．０１５％
Ｃａ    ：０．０００５〜０．００５％
Ｍｇ    ：０．０００１〜０．００５％
のうち１種または２種以上を含有する請求項１または請求項２に記載の強度および低温靭性の優れた高張力鋼板。
【請求項４】
質量％で、
Ｃ    ：０．００５〜０．０８％
Ｓｉ  ：０．０２〜０．５０％
Ｍｎ  ：１．０〜３．５％
Ｐ    ：０．０２％以下
Ｓ    ：０．０１％以下
Ｎｂ  ：０．００１〜０．２％
Ｍｏ  ：０．０１〜１．５％
Ｃｕ  ：０．１〜１．５％
Ａｌ  ：０．０５％以下
Ｔｉ  ：０．００５〜０．０３％
Ｎ    ：０．０１０％以下
Ｂ    ：０．０００３〜０．００５％
残部が鉄および不可避的不純物からなり、［Ｔｉの含有量（質量％）］−３．４×［Ｎの含有量（質量％）］が０〜０．０２である鋼片を、１０００〜１２５０℃の温度に加熱し、９５０℃以下の圧下量が３０％以上かつ仕上げ温度が７００〜８５０℃となるように圧延を行い、圧延後自然放冷にて冷却することを特徴とする強度および低温靭性の優れた高張力鋼板の製造方法。
【請求項５】
前記鋼片が質量％で、
Ｎi  ：０．１〜１．５％
Ｃｒ  ：０．１〜１．５％
Ｖ    ：０．０１〜０．５％
のうち１種または２種以上を含有する請求項４に記載の強度および低温靭性の優れた高張力鋼板の製造方法。
【請求項６】
前記鋼片が質量％で、
ＲＥＭ：０．０００５〜０．０１５％
Ｃａ    ：０．０００５〜０．００５％
Ｍｇ    ：０．０００１〜０．００５％
のうち１種または２種以上を含有する請求項４または請求項５に記載の強度および低温靭性の優れた高張力鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、強度・低温靭性および溶接性の優れた高張力鋼板および高張力鋼板の製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
近年、経済性、安全性等の面から溶接構造物（建築、橋梁、圧力容器、造船、建機等）における、高張力鋼の使用は多岐にわたり、溶接用高張力鋼の需要は着実な増加を示している。溶接構造物に使用される鋼は当然のことながら高強度に加え、安全性、作業性の面から、高靭性と優れた溶接性を併せ持つことが要求される。これらの特性を満足する鋼の製造法として現在ではラインパイプ材の製造に広く使用されている制御圧延法（ＣＲ法）と圧延後再加熱した後に焼き入れ焼き戻し処理を行う焼き入れ焼き戻し法（ＱＴ法）がよく知られている。
【０００３】
しかし、前者の方法（ＣＲ法）では圧延組織は一般的にフェライト・パーライトであり、得られる強度と板厚には自ずと限界が存在する。すなわち、高靭性に有利なアシキュラーフェライトもしくはペイナイト組織とするには冷却速度を著しく速めるかもしくは多量の合金添加を必要とする。また、後者（ＱＴ法）では、再加熱工程が必要なためコスト高になると共に生産能力上の制約がある。
【０００４】
このため、今日ではこれらの方法を一歩進め、省エネルギー、省資源（合金元素の削減）化を徹底した制御圧延・制御冷却法（ＴＭＣＰ法）の開発が進められている。この方法で製造した鋼はＣＲとＱＴ法の長所を併せ持ち、低合金ないし特別な合金添加無しで優れた材質が得られるという特徴をもつ。しかしながら、従来の制御冷却法で製造した鋼は次のような欠点を有している。
【０００５】
（１）圧延後急冷を行った場合、強度が高すぎるため延靭性回復のために焼き戻し処理が必須となる。
（２）溶接時の熱影響部（ＨＡＺ）の軟化が大きく、特に高降伏点、高張力鋼では溶接部の強度確保が困難である。
（３）板厚断面方向の組織が不均一で硬度差が大きい。
（４）冷却条件（冷却開始、停止温度及び速度）のコントロールが微妙で材質が不安定である。
【０００６】
例えば、特許文献１あるいは特許文献２では、成分、圧下量、冷却速度、停止温度を制御することによって、板厚断面硬度差を小さくするとしている。しかしながら、極厚鋼板では板厚方向での冷却速度が必然的に異なるために、板厚断面硬度差を制御することは難しい。
また、特許文献３にはＮｂとＢの複合添加により組織をベイナイト組織とし、板厚断面方向の硬度差を制御すると記載されているが、冷却速度を１５〜４０℃／秒範囲に制御するために、極厚鋼板での板厚方向の硬度差を均一にすることは難しい。
【特許文献１】特開昭６３−１７９０２０号公報
【特許文献２】特開昭６１−６７７１７号公報
【特許文献３】特開昭５８−７７５２８号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
本発明は、冷却条件のコントロールが容易で、板厚方向での材質のバラツキが少なく、かつ強度・低温靭性および溶接性の優れた高張力鋼板および高張力鋼板の製造方法を提供することを目的としている。
【課題を解決するための手段】
【０００８】
本発明の要旨は、以下の通りである。すなわち、
（１）質量％で、
Ｃ    ：０．００５〜０．０８％
Ｓｉ  ：０．０２〜０．５０％
Ｍｎ  ：１．０〜３．５％
Ｐ    ：０．０２％以下
Ｓ    ：０．０１％以下
Ｎｂ  ：０．００１〜０．２％
Ｍｏ  ：０．０１〜１．５％
Ｃｕ  ：０．１〜１．５％
Ａｌ  ：０．０５％以下
Ｔｉ  ：０．００５〜０．０３％
Ｎ    ：０．０１０％以下
Ｂ    ：０．０００３〜０．００５％
残部が鉄および不可避的不純物からなり、［Ｔｉの含有量（質量％）］−３．４×［Ｎの含有量（質量％）］が０〜０．０２であることを特徴とする強度および低温靭性の優れた高張力鋼板。
【０００９】
（２）質量％で、
Ｎi  ：０．１〜１．５％
Ｃｒ  ：０．１〜１．５％
Ｖ    ：０．０１〜０．５％
のうち１種または２種以上を含有する（１）に記載の強度および低温靭性の優れた高張力鋼板。
【００１０】
（３）質量％で、
ＲＥＭ：０．０００５〜０．０１５％
Ｃａ    ：０．０００５〜０．００５％
Ｍｇ    ：０．０００１〜０．００５％
のうち１種または２種以上を含有する（１）または（２）に記載の強度および低温靭性の優れた高張力鋼板。
【００１１】
（４）質量％で、
Ｃ    ：０．００５〜０．０８％
Ｓｉ  ：０．０２〜０．５０％
Ｍｎ  ：１．０〜３．５％
Ｐ    ：０．０２％以下
Ｓ    ：０．０１％以下
Ｎｂ  ：０．００１〜０．２％
Ｍｏ  ：０．０１〜１．５％
Ｃｕ  ：０．１〜１．５％
Ａｌ  ：０．０５％以下
Ｔｉ  ：０．００５〜０．０３％
Ｎ    ：０．０１０％以下
Ｂ    ：０．０００３〜０．００５％
残部が鉄および不可避的不純物からなり、［Ｔｉの含有量（質量％）］−３．４×［Ｎの含有量（質量％）］が０〜０．０２である鋼片を、１０００〜１２５０℃の温度に加熱し、９５０℃以下の圧下量が３０％以上かつ仕上げ温度が７００〜８５０℃となるように圧延を行い、圧延後自然放冷にて冷却することを特徴とする強度および低温靭性の優れた高張力鋼板の製造方法。
【００１２】
（５）前記鋼片が質量％で、
Ｎi  ：０．１〜１．５％
Ｃｒ  ：０．１〜１．５％
Ｖ    ：０．０１〜０．５％
のうち１種または２種以上を含有する（４）に記載の強度および低温靭性の優れた高張力鋼板の製造方法。
【００１３】
（６）前記鋼片が質量％で、
ＲＥＭ：０．０００５〜０．０１５％
Ｃａ    ：０．０００５〜０．００５％
Ｍｇ    ：０．０００１〜０．００５％
のうち１種または２種以上を含有する（４）または（５）に記載の強度および低温靭性の優れた高張力鋼板の製造方法。
【発明の効果】
【００１４】
本発明によれば、冷却条件のコントロールが容易で、板厚方向での材質のバラツキが少なく、かつ強度・低温靭性および溶接性の優れた５０キロもしくは６０キロ級以上の機械的性質を有する高張力鋼板の製造が可能となる。
本発明によれば、建築分野や橋梁分野、さらには圧力容器、造船分野、建機分野等の産業界への貢献は計り知れない。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１５】
本発明者らは従来技術の欠点を解決すべく制御圧延・制御冷却法（ＴＭＣＰ法）に適した成分系、加熱圧延、冷却プロセスについて多数の実験と詳細な検討を実施した結果、微量のＴｉ、ＢにＭｏとＮｂを複合添加し、さらに少量のＣｕとＭｎを複合添加した鋼を制御圧延し、その後に自然放冷（空冷）することによって、冷却条件のコントロールが容易で、板厚方向での材質のバラツキを少なくでき、しかも、強度・低温靭性バランスを飛躍的に向上させることができることを見いだした。
【００１６】
本発明者の研究によれば、Ｂは鋼の焼き入れ性を向上する元素としてよく知られているが、単にＢ添加によって焼き入れ性を向上するだけでは良好な強度・低温靭性は得られない。このため、本発明においては、微量ＴiにＢとＮｂ、Ｍｏを複合添加した鋼とする。Ｔｉは鋼中のＮを固定し、Ｂの焼き入れ性向上効果を安定化させる。また、ＴｉとＮとの結合でできた微細なＴｉＮは加熱圧延中のオーステナイト粒成長を抑制し、変態後のミクロ組織をも細粒化する。Ｎｂはよく知られているように低温域での圧延（約９５０℃以下）によってオーステナイト粒を未再結晶化させ圧延組織を細粒化させる。またＮｂは固溶ＮｂあるいはＮｂ炭窒化物の析出によって、鋼の強度を向上させる。Ｍｏもよく知られているように固溶Ｍｏによって鋼の強度を向上させる。
【００１７】
さらに、本発明者らは微量Ｔｉの存在下でＢとＭｏ、Ｎｂを複合添加した鋼とすることによって従来知られていなかった全く新しい現象が起きることを発見した。すなわち、オーステナイトの未再結晶化開始温度（再結晶温度）が、５０℃以上高くなると同時に、焼き入れ性が大幅に向上してＢ、Ｍｏ、Ｎｂそれぞれ単独系から予想される値に比べて強度・低温靭性バランスの向上が極めて大きくなることを発見した。さらにこの効果は通常の熱処理または制御圧延単独効果よりも大きいことを見い出した。
【００１８】
本発明者らは、微量Ｔｉの存在下でのＢとＭｏとＮｂの複合添加によって、鋼の強度・低温靭性バランスが極めて向上する理由を以下のように推察している。
Ｂ単独添加鋼の場合、Ｂはオーステナイト粒界に偏析しているもの以外に、Ｍ２３（ＣＢ）６の粗大な析出物を生成する。ここで、Ｍは金属元素を意味しており、例えばＦｅ２３（ＣＢ）６等である。しかしながら、微量Ｔｉの存在下でＢとＭｏとＮｂを複合添加するとＮｂの炭窒化物およびＮｂおよびＭｏのＣクラスターが微細に析出し、その結果、Ｍ２３（ＣＢ）６へのＣ原子の供給が必然的に抑制されることになる。すなわち、微量Ｔｉの存在下でＢ, Ｍｏ, Ｎｂを複合的に添加した場合にはＭ２３（ＣＢ）６としてのＢの析出量が減少し、最終的に焼き入れ性に有効なＢ原子の粒界偏析量が単独添加の場合に比較して著しく増大すると考えられる。
【００１９】
さらに、本発明者らは鋭意研究を重ね、微量Ｔｉの存在下でＢ、Ｍｏ、Ｎｂを複合添加し、さらに少量のＣｕとＭｎを適量添加した鋼を用いれば、自然放冷を行った場合にも鋼の焼き入れ性が増大するとともに、冷却途中の母相中に微細なＣｕ粒子が多量に析出し、強度が著しく増加することが判明した。このＣｕ粒子のサイズはＭｎ量の増大とともに小さくなり、析出強化代（強度増加分）が顕著になる。この複合効果は従来全く知られていなかったものであるが、電子顕微鏡やアトムプローブ電界イオン顕微鏡などの局所領域の分析手法によればＣｕ粒子の周囲に高濃度でＭｎが検出されることから、Ｃｕの拡散抑制などを通してＣｕ粒子が微細化するものと推定される。
【００２０】
本発明に従えば従来の制御冷却法で製造した鋼における（１）から（４）の欠点は除去される。
（１）についてはミクロ組織がベイナイト（アシュキラーフェライト、ベイニテイックフェライト、上部ベイナイト、下部ベイナイトを含む）単相組織となるため、焼き戻し処理がなくても延靭性が良好である。
（２）についてはＴｉとＢ、Ｍｏ、Ｎｂの複合添加により、溶接部についても焼き入れ性が向上し、溶接部の強度確保が容易である。
（３）についても上記複合効果により細粒化効果、焼き入れ性が大きいため冷却速度・厚みにかかわらず安定した硬さ分布を示す。さらに９５０℃以下の低温未再結晶温度域にて圧下量３０％以上で圧延するため、表面ほど細粒オーステナイトとなり、焼き入れ性が低下して厚み方向の組織は均一となる。
（４）についてはオーステナイト粒の細粒化の徹底、焼き入れ性の安定確保により、比較的広範囲の加熱圧延冷却条件下で安定な強度／低温靭性バランスを示す。
【００２１】
また、本発明にしたがって製造した鋼は従来の鋼材に比べ、低成分（低炭素当量）で優れた強度・低温靭性が得られるため、溶接時の硬化性、割れ感受性が低く、また、溶接部の靭性が極めて良好である。このため、本発明鋼は５０キロ級ないしは６０キロ級以上の溶接構造用鋼として広い用途（建築、橋梁、圧力容器、造船、建機等）に適用可能である。
【００２２】
以下、本発明の成分の限定理由について述べる。
Ｃ：鋼における母材強度を向上させる基本的な元素として欠かせない元素であり、その有効な下限値として０．００５％以上の添加が必要であるが、０．０８％を越える過剰の添加では、鋼材の溶接性や靭性の低下を招くので、その上限を０．０８％とした。
Ｓｉ：Ｓｉは製鋼上説酸元素として必要な元素であり、鋼中に０．０２％以上の添加が必要であるが、０．５％を越えると溶接部ならびに靭性を低下させるのでそれを上限とする。
【００２３】
Ｍｎ：Ｍｎは、本発明の重要な元素の一つであり、母材の強度および靭性の確保に必要な元素であるが、３．５％を越えると焼き入れ性が増加し、ベイナイトだけでなく靭性に有害な島状マルテンサイトを多量に生成し、母材ならびに溶接部の靭性を著しく阻害するが、逆に１．０％未満では、母材の強度確保が困難になるために、その範囲を１．０〜３．５％とする。
Ｐ：Ｐは鋼の靭性に影響を与える元素であり、０．０２％を越えて含有すると鋼材の母材だけでなく溶接部の靭性を著しく阻害するのでその含有される上限を０．０２％とした。
【００２４】
Ｓ：Ｓは０．０１％を越えて過剰に添加されると粗大な硫化物の生成の原因となり、母材ならびに溶接部の靭性を劣化させるのでその含有される上限を０．０１％とした。
Ｎｂ：圧延組織の細粒化、焼き入れ性の向上と析出硬化のため含有させるもので強度・低温靭性を共に向上させる重要な元素である。制御圧延材では０．２０％を越えて添加しても材質効果がなく、また、溶接性およびＨＡＺ靭性に有害であるために上限を０．２０％に限定した。また、下限０．００１％は材質上の効果を有する最小値である。
【００２５】
Ｍｏ：Ｍｏは本発明においてＴｉ、Ｂ、Ｎｂと共にミクロ組織を制御する上で重要な合金元素であり、母材の強度・低温靭性をともに向上させる基本元素である。しかしながら、０．０１％未満では顕著な効果がない。一方多すぎると焼き入れ性を増大させ、母材、溶接部の靭性を劣化させるので上限を１．５％とした。
Ｃｕ：Ｃｕ粒子として析出強化作用を有すると共に、耐食性、耐水素誘起割れ性にも効果がある。しかし、０．１％未満ではいずれの効果も無くなり、１．５％を越えると割れ抑制に有効なＮｉを添加しても圧延中に割れが発生し、製造が難しくなる。このため、下限を０．１％、上限を１．５％とした。
Ａｌ：Ａｌは通常脱酸材として添加されるが、０．０５％を越えると溶接部の靭性が劣化するために上限を０．０５％とした。
【００２６】
Ｔｉ：Ｔｉは本発明では、Ｎを固定、Ｂの焼き入れ性を確保する効果を併せ持つ。Ｔｉは添加量が少ない範囲（Ｔｉ：０．００５〜０．０３％）では微細なＴｉＮを形成し、圧延組織およびＨＡＺの細粒化、つまり、靭性向上に効果的である。この場合ＮとＴｉは化学量論的に当量近傍が望ましく、［Ｔｉの含有量（質量％）］−３．４×［Ｎの含有量（質量％）］が０〜０．０２であることが好ましい。なお、［Ｔｉの含有量（質量％）］−３．４×［Ｎの含有量（質量％）］を０〜０．０２と限定した理由はＴｉによってＮを十分に固定し、Ｂの焼き入れ性向上効果を発揮させるためである。［Ｔｉの含有量（質量％）］−３．４×［Ｎの含有量（質量％）］の上限０．０２は過剰のＴｉがＴｉＣを大量に形成して靭性を劣化させない条件から決定した。また、［Ｔｉの含有量（質量％）］−３．４×［Ｎの含有量（質量％）］の下限０％はフリーＮが多くならない条件、換言するとＢＮの形成を抑制するために規定したものであり、焼き入れ性が低下しない条件から決定した。
また、Ｔｉ添加量の上限は微細なＴｉＮが鋼片中に通常の製法で得られ、また、ＴｉＣによる靭性劣化が起きない条件から０．０３０％とした。また、０．００５％未満ではＴｉＮの十分な効果が得られないので下限を０．００５％とした。
【００２７】
Ｎ：ＮはＴｉＮを形成する重要な元素であるが、多量のＴｉＮの析出は靭性を劣化させることからその上限を０．０１０％とした。
Ｂ：Ｂは圧延中にオーステナイト粒界に偏析し、焼き入れ性を向上させ、べイナイト組織を生成しやすくするが、０．０００３％未満では顕著な焼き入れ性改善効果が無く、０．００５％を越えるとＢＮやＢconstituentを多く生成するようになるために母材やＨＡＺの靭性を劣化させる。このため、下限を０．０００３％、上限を０．００５％とした。
【００２８】
次いで、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｕ、ＲＥＭ、Ｃａ、Ｍｇの成分限定の理由について示す。
Ｎｉ：ＨＡＺの硬化性および靭性に悪影響を与えることなく母材の強度・低温靭性を向上させる特性を持つが、０．１％未満ではその効果が無く、１．５％を越えるとＨＡＺの硬化性および靭性上好ましく無いため、下限を０．１％、上限を１．５％とした。
Ｃｒ：母材の強度を高め、耐水素誘起割れ性にも効果を有するが、０. １％未満では顕著な効果が無く、１．５％を越えるとＨＡＺの硬化性を増大させ、低温靭性・溶接性の低下が大きくなり好ましくない。このため、下限を０.１％、上限を１．５％とした。
【００２９】
Ｖ：Ｎｂとほぼ同様に強度・低温靭性を共に向上させる効果をもつが、０．０１％以下では顕著な効果が無く、溶接性およびＨＡＺ靭性に有害であるため上限は０．５０％まで許容できる。
ＲＥＭ（希土類元素）：ＭｎＳを球状化させ、シャルピー吸収エネルギー衝撃値を向上させる他、圧延によって、延伸化したＭｎＳと水素による内部欠陥の発生を防止する。ＲＥＭの含有量については０．０００５％未満であると事実上効果が無く、また、０．０１５０％を越えて添加するとＲＥＭ−Ｓ（硫化物）またはＲＥＭ−Ｏ−Ｓ（酸化物と硫化物の複合体）が大量に生成して大型介在物となり、鋼の低温靭性のみならず清浄度を害し、また溶接性についても悪影響を及ぼす。
Ｃａ：ＣａはＲＥＭと同様の効果をもち、その有効範囲は０．０００５〜０．００５％である。
【００３０】
Ｍｇ：Ｔｉとの複合脱酸によって微細な酸化物が微細分散し、溶接部の粗大粒成長の防止、粒内フェライトの生成促進効果によりＨＡＺ靭性の向上をもたらす。また、ＲＥＭやＣａと同様にＭｎＳの球状化によってシャルピー吸収エネルギー、延性脆性遷移温度が向上する。０．０００１％未満であると事実上効果が無く、また、０．００５％を越えて添加すると粗大なＭｇ酸化物、Ｍｇ硫化物が生成して大型介在物となり、鋼の低温靭性のみならず清浄度を害し、また溶接性についても悪影響を及ぼす。
【００３１】
以下では製造条件の限定理由について述べる。まず、加熱温度を１０００〜１２５０℃に限定した理由は、加熱時のオーステナイト粒を小さく保ち圧延組織の細粒化をはかるためである。１２５０℃は加熱時のオーステナイト粒が極端に粗大化しない上限であって、加熱温度がこれを越えるとオーステナイト粒が粗大混粒化し、冷却後の上部ベイナイト組織も粗大化するため、鋼の靭性が著しく劣化する。一方、加熱温度があまりに低すぎると、Ｎｂ,Ｖなどの析出硬化元素が十分に固溶せず強度・低温靭性バランスが劣化する。このため、下限を１０００℃とする必要がある。
【００３２】
次に、９５０℃以下の未再結晶温度域での圧下量を３０％以上とし、仕上げ温度を７００〜８５０℃の範囲とした理由は未再結晶温度での十分な圧延を加えることによってオーステナイト粒の細粒化・延伸化を徹底し、冷却後に生成する変態組織を細粒均一化するためである。このように細粒オーステナイトを十分延伸化することにより、圧延冷却後生成するベイナイト組織を十分細粒化すると、靭性が大幅に向上する。しかし、仕上げ温度が不適当であると良好な強度・低温靭性が得られない。仕上げ温度の下限を７００℃としたのは過度の変態点以下の圧延によって延靭性を劣化させないためである。また、仕上げ温度が７００℃未満では制御圧延による十分な強度上昇効果が期待できない。一方、仕上げ温度が余りにも高すぎると制御圧延によるオーステナイト粒の細粒化効果が期待できず靭性が低下する。このため上限を８５０℃とする必要がある。
【００３３】
「実施例」
次に、本発明の実施例について述べる。
（実験例１〜実験例３９）
転炉、連続鋳造工程で製造した表１および表２に示す種々の化学成分の鋼片を用い、表３に示す温度に加熱し、表３に示す９５０℃以下の圧下量および仕上げ温度で圧延し、圧延後自然放冷（空冷）で冷却し、仕上げ板厚２５〜１００ｍｍの実験例１〜実験例３９の鋼板を製造した。なお、表１においては、［Ｔｉの含有量（質量％）］−３．４×［Ｎの含有量（質量％）］を［Ｔｉ−３．４Ｎ］として示した。また、実験例１〜実験例３９の化学成分が、本発明の鋼板を構成する化学成分を満たす場合には、表２に示す「本発明の成分要件」において○で示し、本発明の鋼板を構成する化学成分を満たさない場合には「本発明の成分要件」において×で示した。
【００３４】
【表１】
2007224404.tif 000002
【００３５】
【表２】
2007224404.tif 000003
【００３６】
【表３】
2007224404.tif 000004
【００３７】
このようにして得られた実験例１〜実験例３９の鋼板の強度および母材靭性を以下に示すようにして調べた。
「ＹＳ：降伏強度」上記各鋼板の板厚の１／４部位からＪＩＳ４号試験片を採取し、この試験片を用いて０．２％耐力を調べた。
「ＴＳ：引張強度」上記各鋼板の板厚の１／４部位からＪＩＳ４号試験片を採取し、この試験片を用いて調べた。
「母材靭性」
（ｖＥo）
各鋼板の板厚の１／４部位より２ｍｍのＶノッチ試験片を採取し、この試験片を用いて、０℃シャルピー衝撃試験を行い、これによって得られるシャルピー吸収エネルギー衝撃値を測定した。そして、３回測定した結果から平均値を求め、シャルピー吸収エネルギー衝撃値とした。
（ｖＥ−２０）
−２０℃の温度下でｖＥoと同様にしてシャルピー吸収エネルギー衝撃値を求めた。
その結果を表３に示す。
【００３８】
また、実験例１〜実験例３８の鋼板のＨＡＺ靭性を以下に示すようにして調べた。
「ＨＡＺ靭性」
溶接入熱５ｋＪ／ｍｍ、溶接入熱１０ｋＪ／ｍｍ相当の溶接条件で実継手を作製した場合の「ｖＥo」および「ｖＥ−２０」を（母材靭性）と同様にして調べた。
その結果を表４に示す。
【００３９】
【表４】
2007224404.tif 000005
【００４０】
表３から明らかなように、成分要件が○であり、加熱温度、圧下量、仕上げ温度が本発明の範囲内である実験例１〜実験例２４の鋼板は、板厚を広く変えたにもかかわらず、いずれも高強度と良好な低温靭性（母材靭性およびＨＡＺ靭性）を兼ね備えている。すなわち、本発明によれば、５０キロ級ないしは６０キロ級の強度レベルを十分に確保できると同時に、建築や橋梁用鋼として脆性破壊の抑制の観点から必要な低温靭性(ｖＥo、あるいはｖＥ)が三ケタ以上を有し、母材の強度・靭性バランスは著しく向上する。また、ＪＩＳ規格によれば、建築用鋼として利用されるＳＮ鋼の場合にはｖＥo≧２７Ｊ、また、橋梁用のＳＭ５７０鋼ではｖＥ−５（−５℃でのシャルピー吸収エネルギー）≧４７Ｊがそれぞれ保証されるべき数値として示されており、本発明鋼の靭性値はこれら用途に対して極めて良好である。
また、実験例１〜実験例２４の鋼板は、本発明の比較例である実験例２５〜実験例３９と比較して、板厚の差による強度および靭性のバラツキが少ないことが確認できた。
【００４１】
一方、成分要件が×である実験例２５〜実験例３９の鋼板は、母材の強度あるいは低温靭性のいずれかが不満足で、溶接構造用鋼としてのバランスに欠けている。
より詳細には、実験例２５〜実験例２８の鋼板は、本発明の必須元素であるＮｂ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｂのいずれかが添加されていないため強度が劣っている。また、実験例２８の鋼板は、表４に示すごとくＨＡＺ靭性が、実験例１〜実験例２４の鋼板に比較して低い値になっている。
【００４２】
また、実験例２９〜実験例３５はＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｎｂのいずれかの含有量が本発明の範囲外であり、実験例２９は強度が著しく低く、他は母材靭性およびＨＡＺ靭性が十分でない。
また、実験例３６〜実験例３９はＭｎ、Ｔｉ、Ｎ、Ｂのいずれかの含有量が本発明の範囲外であり、母材の強度不足や母材靭性、ＨＡＺ靭性の不足が生じている。特に、実験例３７と実験例３８は（Ｔｉ−３．４Ｎ）の含有量とＢの含有量が本発明の範囲外になっており、前者は過剰ＮによってＢが有効に作用していないため、後者はＢ添加量が少ないため、それぞれ母材強度が著しく低くなっている。また、実験例３９はＭｎの含有量が本発明の範囲未満になっており、Ｍｎが有効に作用していないため、母材強度および母材靭性が著しく低くなっている。
【００４３】
（実験例４０〜実験例４６）
実験例６の鋼板と同様の化学成分の鋼板を、表５に示す温度に加熱し、表５に示す９５０℃以下の圧下量および仕上げ温度で圧延し、圧延後自然放冷（空冷）で冷却し、仕上げ板厚５０〜１００ｍｍの実験例４０〜実験例４５の鋼板を製造した。
また、実験例２４の鋼板と同様の化学成分の鋼板を、表５に示す温度に加熱し、表５に示す９５０℃以下の圧下量および仕上げ温度で圧延し、圧延後自然放冷（空冷）で冷却し、仕上げ板厚８０ｍｍの実験例４６の鋼板を製造した。
そして、得られた実験例４０〜実験例４６の鋼板の強度および母材靭性を、実験例１〜実験例３９と同様にして調べた。
その結果を表５に示す。
【００４４】
【表５】
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【００４５】
表５に示すように、加熱温度、圧下量、仕上げ温度のいずれかが本発明の範囲外に該当する実験例４０〜実験例４５では、表３に示す実験例６と比較して、十分な機械的特性が得られないことがわかった。
また、表５に示すように、圧下量が本発明の範囲未満である実験例４６では、表３に示す実験例２４と比較して、母材強度および母材靭性が著しく低いことがわかった。