(57)【要約】【課題】ベイナイトおよび／またはマルテンサイトを主体としたり、合金元素の固溶量を確保するために合金元素の過剰添加によるコスト上昇を生じさせることなく、溶接歪みの発生を低減できる鋼板を提供する。【解決手段】Ｃ：０．０３〜０．２％（質量％の意味。以下、同じ。）、Ｓｉ：０．０５〜０．４０％、Ｍｎ：０．５〜１．８０％、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｎ：０．００１〜０．０１％、Ｐ：０．００１〜０．０５％、Ｓ：０．００１〜０．０５％を含有し、残部が鉄および不可避不純物からなる鋼板であり、ミクロ組織は、加工フェライトを２５面積％以上、ポリゴナルフェライト、およびパーライトを含有し、且つ該鋼板の表面から深さ２ｍｍ位置における残留応力が８０ＭＰａ以下である鋼板。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃ  ：０．０３〜０．２％（質量％の意味。以下、同じ。）、
Ｓｉ：０．０５〜０．４０％、
Ｍｎ：０．５〜１．８０％、
Ａｌ：０．００５〜０．１％、
Ｎ  ：０．００１〜０．０１％、
Ｐ  ：０．００１〜０．０５％、
Ｓ  ：０．００１〜０．０５％を含有し、
残部が鉄および不可避不純物からなる鋼板であり、
ミクロ組織は、加工フェライトを２５面積％以上、ポリゴナルフェライト、およびパーライトを含有し、且つ
該鋼板の表面から深さ２ｍｍ位置における残留応力が８０ＭＰａ以下であることを特徴とする溶接歪みの少ない鋼板。
【請求項２】
下記式（１）で表されるＡｒ3点が７６０℃以上、８４０℃未満である請求項１に記載の鋼板。
Ａｒ3点（℃）＝９１０−３１０×［Ｃ］−８０×［Ｍｎ］−２０×［Ｃｕ］−１５×［Ｃｒ］−５５×［Ｎｉ］−８０×［Ｍｏ］  ・・・（１）
（式中、［  ］は各元素の含有量（質量％）を表す。）
【請求項３】
前記ミクロ組織は、ベイナイトおよび／またはマルテンサイトを含有し、合計で１０面積％以下（０面積％を含む）に抑制されている請求項１または２に記載の鋼板。
【請求項４】
更に、
Ｎｂ：０．０５％以下（０％を含まない）および／または
Ｔｉ：０．０５％以下（０％を含まない）を含有する請求項１〜３のいずれかに記載の鋼板。
【請求項５】
更に、Ｍｏ：０．５％以下（０％を含まない）を含有する請求項１〜４のいずれかに記載の鋼板。
【請求項６】
更に、
Ｃｒ：０．５０％以下（０％を含まない）、
Ｃｕ：０．５％以下（０％を含まない）、および
Ｎｉ：０．５％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される１種以上を含有する請求項１〜５のいずれかに記載の鋼板。
【請求項７】
更に、
Ｖ：０．１％以下（０％を含まない）および／または
Ｂ：０．００３０％以下（０％を含まない）を含有する請求項１〜６のいずれかに記載の鋼板。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、船舶、建築構造物、橋梁などに用いられる鋼板の溶接時に発生する溶接歪みの少ない鋼板に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
船舶、建築構造物、橋梁などにおける鋼板を溶接する際、板厚が例えば１０ｍｍ以上の厚い領域においては、板厚方向の温度差に起因して、板厚方向に不均一な横収縮変形が発生し、角変形と呼ばれる溶接歪みが起こる。このような溶接歪みが、例えば船舶等の外板に生じると、外板が内側に歪んだ状態（船舶の分野では一般に「やせ馬」と呼ばれる）となり特に外観上好ましくない。
【０００３】
溶接歪みとは、塑性変形により生じるものであり、塑性変形には可動転位の移動を伴う必要があるため、従来から可動転位の移動を妨げるための障害物を導入することによって溶接歪みを抑制するという方法が提案されている。この障害物としては、例えば固溶元素、析出物（炭化物等）、ベイナイトやマルテンサイトなどの高転位密度組織、または結晶粒界などが挙げられる。
【０００４】
鋼板の溶接歪みを低減する技術として、例えば特許文献１が挙げられる。特許文献１では、ベイナイトやマルテンサイトといった高転位密度組織を５０面積％以上導入すると共に、ミクロ組織を微細化することによって結晶粒界を増加させ、さらにＮｂ、Ｍｏ、Ｖ、Ｗ、Ｔａの元素の固溶量を確保することによって溶接歪みを低減することが提案されている。しかし、上記高転位密度組織を導入するには、強冷却するか、または焼入れ性を高める合金元素を添加することが必要になり、強冷却する場合には冷却後に形状不良という不具合が生じ、また合金元素を添加する場合には鋼材コストが上昇するため好ましくない。また、上記元素の固溶量を確保する方法についても、合金元素の添加により鋼材のコストの上昇を招くという問題がある。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００５】
【特許文献１】特開２００６−２２１１号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００６】
本発明の目的は、ベイナイトおよび／またはマルテンサイトを主体としたり、合金元素の固溶量を確保するために合金元素の過剰添加によるコスト上昇を生じさせることなく、溶接歪みの発生を低減できる鋼板を提供することにある。また、本発明の他の目的は、製造過程において強冷却した場合であっても形状不良がなく、溶接歪みの少ない鋼板を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【０００７】
上記課題を達成し得た本発明に係る溶接歪みの少ない鋼板は、Ｃ：０．０３〜０．２％（質量％の意味。以下、同じ。）、Ｓｉ：０．０５〜０．４０％、Ｍｎ：０．５〜１．８０％、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｎ：０．００１〜０．０１％、Ｐ：０．００１〜０．０５％、Ｓ：０．００１〜０．０５％を含有し、残部が鉄および不可避不純物からなる鋼板である。そしてこの鋼板のミクロ組織は、加工フェライトを２５面積％以上、ポリゴナルフェライト、およびパーライトを含有し、且つ該鋼板の表面から深さ２ｍｍ位置における残留応力が８０ＭＰａ以下である点に要旨を有している。
【０００８】
上記ミクロ組織は、更にベイナイトおよび／またはマルテンサイトを含有し、合計で１０面積％以下（０面積％を含む）に抑えられていることが好ましい。
【０００９】
本発明の鋼板は、下記式（１）で表されるＡｒ3点が７６０℃以上、８４０℃未満であることが好ましい。なお、下記式（１）中、［  ］は各元素の含有量（質量％）を表す。
Ａｒ3点（℃）＝９１０−３１０×［Ｃ］−８０×［Ｍｎ］−２０×［Ｃｕ］−１５×［Ｃｒ］−５５×［Ｎｉ］−８０×［Ｍｏ］  ・・・（１）
【００１０】
本発明の鋼板は、必要に応じて、更に他の元素として、
（ａ）Ｎｂ：０．０５％以下（０％を含まない）および／またはＴｉ：０．０５％以下（０％を含まない）、
（ｂ）Ｍｏ：０．５％以下（０％を含まない）、
（ｃ）Ｃｒ：０．５０％以下（０％を含まない）、Ｃｕ：０．５％以下（０％を含まない）、およびＮｉ：０．５％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される１種以上の元素、
（ｄ）Ｖ：０．１％以下（０％を含まない）および／またはＢ：０．００３０％以下（０％を含まない）、
等を含有することも好ましい。
【発明の効果】
【００１１】
本発明によれば、鋼板のミクロ組織として加工フェライトを２５面積％以上含有すると共に、鋼板の表面から深さ２ｍｍ位置における残留応力を８０ＭＰａ以下に抑えているため、溶接歪みが低減された鋼板が提供できる。また、本発明の鋼板は、圧延後の平均冷却速度と冷却停止温度を適切に制御して製造しているため、強冷却した場合であっても形状不良がなく、溶接歪みが低減された鋼板を提供できる。
【図面の簡単な説明】
【００１２】
【図１】図１は、後記する実施例について、加工フェライト面積率と残留応力と角変形量θとの関係を示したグラフである。
【図２】図２（ａ）はマルテンサイト組織のＴＥＭ観察像であり、図２（ｂ）は加工フェライト組織の透過型電子顕微鏡観察像（ＴＥＭ観察像）である。
【図３】図３は、後記する実施例（Ｎｏ．１およびＮｏ．３４）について、組織同定の手順を示した図である。
【図４】図４は、後記する実施例において角変形量θを測定する際に用いた試験片の形状と、角変形量θの計測の要領を示した図である。
【発明を実施するための形態】
【００１３】
本発明者らが検討した結果、溶接歪みの原因となる転位の移動を妨げる障害物として、フェライトを低温圧延することによって得られる加工フェライトを所定以上確保すると共に、鋼板の表層部における残留応力を所定以下に抑えれば、合金元素の添加によるコスト上昇を生じさせることなく、溶接歪みを低減できること、更に、圧延後の平均冷却速度および冷却停止温度を適切に制御して製造することによって、強冷却した場合であっても形状不良がなく、溶接歪みの少ない鋼板を提供できることを見出し、本発明を完成した。
【００１４】
まず、後記する実施例で得られた鋼板について、加工フェライトの面積率（％）と、鋼板の表面から深さ２ｍｍ位置における残留応力（ＭＰａ）との関係を示したグラフを図１に示す。図１において、○印は角変形量θが０．００８０ｒａｄ以下で、溶接歪みが低減された鋼板、×印は角変形量θが０．００８０ｒａｄ超で、溶接ひずみが低減されていない鋼板の結果を夫々示している。
【００１５】
図１によれば加工フェライトを所定以上（具体的には、２５面積％以上）確保し、且つ鋼板の表層部における残留応力を所定以下（具体的には、８０ＭＰａ以下）とすることによって角変形量θを著しく低下できる（具体的には、０．００８０ｒａｄ以下）ことが分かる。
【００１６】
上記加工フェライトとは、オーステナイトから変態したフェライトを圧延することによって生成した転位が高密度に導入されたフェライトである。図２にマルテンサイトおよび加工フェライトの透過型電子顕微鏡観察像（ＴＥＭ観察像）を示す。図２（ａ）に示すように、マルテンサイト中の転位はラス状で均一に分布している。一方、図２（ｂ）に示すように、加工フェライト中の転位は互いに絡み合ったセル状となっている。従ってマルテンサイト中の転位は、均一に分布しているため移動しやすいが、加工フェライト中の転位は、互いに絡み合っているため移動しにくく、加工フェライトの方が塑性変形を進行させる転位の移動を妨げる障害物としての効果がより高いと考えられる。
【００１７】
なお、転位は、圧延（加工）時の他、変態歪によっても導入されるが、本発明者らは、変態歪によって転位が導入されたフェライトよりも、圧延（加工）時に転位が導入されたフェライトの方が、溶接歪みを抑制する効果が大きいと考えている。変態歪によって導入される転位は、冷却時に導入されると考えられるが、冷却時に導入される転位は、上記図２（ａ）に示したマルテンサイトのように、ラス状で均一に分布するからである。
【００１８】
また、加工フェライトにおけるセル状転位同士の間隔は１０-1μｍのオーダーで高密度である。一方、組織を微細化させて結晶粒界を増加させ、結晶粒界を障害物として作用させる方法において、例えば厚鋼板におけるフェライト組織の微細化では、結晶粒界の間隔はせいぜい数μｍ程度である。よって、加工フェライトを障害物として作用させるときの効果は、組織を微細化させて結晶粒界を障害物として作用させるときの効果よりも高いと考えられる。
【００１９】
このような加工フェライトの効果を発揮させるため、本発明では、全ミクロ組織中の加工フェライトの割合を２５面積％以上と定めた。加工フェライトは、好ましくは３０面積％以上、より好ましくは３５面積％以上である。しかし、加工フェライトの割合が多くなり過ぎると、伸び（Ｅｌ）の低下を招き、加工性が悪くなる。従って加工フェライトは、８０面積％以下が好ましく、より好ましくは７５面積％以下、さらに好ましくは７０面積％以下である。
【００２０】
本発明の鋼板は、加工フェライト以外のミクロ組織は、ポリゴナルフェライトおよびパーライトである。ポリゴナルフェライトおよびパーライトとすることによって、伸び（Ｅｌ）を高め、加工性を良好にできる。また、ポリゴナルフェライトおよびパーライトとすれば、合金元素を過剰に添加する必要がないため鋼材のコスト上昇を招くことがなく、また圧延後の冷却を空冷等の冷却速度の小さい冷却（例えば、１０℃／秒以下）とすることができるため、強冷却による冷却後の形状不良という不具合を起こすこともない。
【００２１】
上記ポリゴナルフェライトおよびパーライトの割合は、合計で２０面積％以上とすることが好ましく、より好ましくは２５面積％以上、さらに好ましくは３０面積％以上である。しかし、上記ポリゴナルフェライトおよびパーライトの割合が過剰になると、溶接歪みを抑制する効果のある上記加工フェライトを確保することができないため、合計は７５面積％以下であり、好ましくは７０面積％以下、より好ましくは６５面積％以下である。
【００２２】
上記ポリゴナルフェライトの面積率は、具体的には、１７面積％以上が好ましく、より好ましくは２２面積％以上、さらに好ましくは２７面積％以上である。一方、ポリゴナルフェライトの面積率の上限は、７２面積％以下が好ましく、より好ましくは６６面積％以下、さらに好ましくは６０面積％以下である。
【００２３】
上記パーライトの面積率は、具体的には、３面積％以上が好ましく、より好ましくは４面積％以上であり、さらに好ましくは５面積％以上である。一方、パーライトの面積率の上限は、２０面積％以下が好ましく、より好ましくは１７面積％以下、さらに好ましくは１５面積％以下である。
【００２４】
本発明の鋼板のミクロ組織は、上述の通り、加工フェライト、ポリゴナルフェライト、およびパーライトであるが、これら組織の他、不可避的に形成されるベイナイトやマルテンサイトなどを本発明の作用効果を阻害しない範囲で含有することは許容される。これらのうちベイナイトおよび／またはマルテンサイトの割合は、合計で１０面積％以下に抑制されていることが好ましい。この合計は、より好ましくは８面積％以下であり、更に好ましくは７面積％以下である。
【００２５】
本発明の鋼板は、ミクロ組織として所定以上の加工フェライトと、ポリゴナルフェライトおよびパーライトを含有すると共に、該鋼板の表面から深さ２ｍｍ位置における残留応力を８０ＭＰａ以下とすることが重要である。鋼板の表層部に残留応力が存在すると、溶接時に熱影響を受けて変形するときに塑性変形が助長されるため、溶接歪みが発生する。
【００２６】
そこで本発明では、鋼板の表面から深さ２ｍｍ位置における残留応力を８０ＭＰａ以下、好ましくは７０ＭＰａ以下、より好ましくは６０ＭＰａ以下とする。残留応力の下限は特に限定されないが、例えば、１０ＭＰａである。なお、鋼板の表面から深さ２ｍｍ位置における残留応力を規定した理由は、残留応力の測定方法に基づいている。
【００２７】
次に、本発明の鋼板の成分組成について以下説明する。
【００２８】
［Ｃ：０．０３〜０．２％］
Ｃは、鋼板の強度を確保するために重要な元素であるため０．０３％以上とする。Ｃ量は好ましくは０．０５％以上であり、より好ましくは０．０８％以上である。一方、Ｃ量が過剰になると靭性が低下するため０．２％以下とする。Ｃ量は好ましくは０．１８％以下であり、より好ましくは０．１６％以下である。
【００２９】
［Ｓｉ：０．０５〜０．４０％］
Ｓｉは、脱酸元素であるとともに、固溶強化により強度を向上させる作用を有する。そこでＳｉ量は０．０５％以上と定めた。Ｓｉ量は好ましくは０．１０％以上であり、より好ましくは０．１５％以上である。一方、Ｓｉ量が過剰になると溶接性が低下する。そこでＳｉ量は０．４０％以下と定めた。Ｓｉ量は好ましくは０．３５％以下であり、より好ましくは０．３０％以下である。
【００３０】
［Ｍｎ：０．５〜１．８０％］
Ｍｎは、鋼板の焼入れ性を高めて強度および靭性を向上させるのに有効な元素である。そこでＭｎ量は０．５％以上と定めた。Ｍｎ量は好ましくは０．６０％以上であり、より好ましくは０．７０％以上である。一方、Ｍｎ量が過剰になるとフェライト変態の進行が抑制され、所定量の加工フェライトを確保できず、溶接歪みが発生する。また、Ｍｎ量が過剰になると溶接部の靭性が低下する。そこでＭｎ量は１．８０％以下と定めた。Ｍｎ量は好ましくは１．７０％以下であり、より好ましくは１．６０％以下である。
【００３１】
［Ａｌ：０．００５〜０．１％］
Ａｌは、脱酸作用を有する元素であるため０．００５％以上とする。Ａｌ量は、好ましくは０．００８％以上であり、より好ましくは０．０１５％以上である。一方、Ａｌ量が過剰になると靭性の悪化や結晶粒の粗大化を招く。そこでＡｌ量は０．１％以下と定めた。Ａｌ量は好ましくは０．０８０％以下であり、より好ましくは０．０６０％以下である。
【００３２】
［Ｎ：０．００１〜０．０１％］
Ｎは、窒化物を形成することによって溶接熱影響部の靭性を向上させるのに寄与する元素である。そこでＮ量は０．００１％以上と定めた。Ｎ量は好ましくは０．００２０％以上であり、より好ましくは０．００３０％以上である。一方、Ｎ量が過剰になると固溶Ｎ量が増大することによって母材の靭性が劣化する。そこでＮ量は０．０１％以下と定めた。Ｎ量は好ましくは０．００８０％以下であり、より好ましくは０．００７０％以下である。
【００３３】
［Ｐ：０．００１〜０．０５％］
Ｐは、不可避的に含まれる元素であり、通常０．００１％程度含有される。しかしＰは靭性や溶接性を劣化させる元素であり、可能な限り低減することが好ましい。そこでＰ量は０．０５％以下と定めた。Ｐ量は好ましくは０．０３０％以下であり、より好ましくは０．０２０％以下である。
【００３４】
［Ｓ：０．００１〜０．０５％］
Ｓは、Ｐと同様に鋼中に不可避的に含まれる元素であり、通常０．００１％程度含有される。しかしＳは靭性や溶接性を劣化させる元素であり、可能な限り低減することが好ましい。そこでＳ量は０．０５％以下と定めた。Ｓ量は好ましくは０．０２０％以下であり、より好ましくは０．０１０％以下である。
【００３５】
本発明の鋼板における基本成分は上記の通りであり、残部は実質的に鉄である。但し、原料、資材、製造設備等の状況によって持ち込まれる不可避不純物が含まれることは当然に許容される。
【００３６】
本発明の鋼板は、本発明の作用効果を損なわない範囲で他の特性付与等の目的で以下の選択元素（任意元素）を含有していてもよい。
【００３７】
［（ａ）Ｎｂ：０．０５％以下（０％を含まない）および／またはＴｉ：０．０５％以下（０％を含まない）］
ＮｂおよびＴｉは、いずれも炭窒化物を形成して結晶粒を微細化することにより母材靭性を向上させるのに有効に作用する元素であり、単独で用いてもよいし、併用してもよい。このような効果を有効に発揮させるため、Ｎｂ量およびＴｉ量はいずれも０．００５％以上とすることが好ましく、より好ましくは０．０１０％以上である。一方、これらの元素が過剰になると却って母材靭性が劣化することがある。そこでＮｂ量およびＴｉ量はいずれも０．０５％以下とすることが好ましく、Ｎｂ量およびＴｉ量はいずれも０．０４０％以下とすることがより好ましく、さらに好ましくは０．０３０％以下である。
【００３８】
［（ｂ）Ｍｏ：０．５％以下（０％を含まない）］
Ｍｏは、母材強度を向上させる作用を有する元素である。そこでＭｏ量は０．０３％以上とすることが好ましく、より好ましくは０．０５％以上である。一方、Ｍｏが過剰になるとフェライト変態の進行が抑制され、所定量の加工フェライトを確保できず、溶接歪みが発生する。また、Ｍｏ量が過剰になると母材靭性および溶接部の靭性が低下する。そこでＭｏ量は０．５％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．３０％以下であり、さらに好ましくは０．２０％以下である。
【００３９】
［（ｃ）Ｃｒ：０．５０％以下（０％を含まない）、Ｃｕ：０．５％以下（０％を含まない）、およびＮｉ：０．５％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される１種以上］
Ｃｒ、Ｃｕ、およびＮｉは、いずれも鋼板の耐食性を向上させる作用を有する元素であり、単独で用いてもよいし、任意に選ばれる２種以上を併用してもよい。いずれの元素も０．０３％以上とすることが好ましく、より好ましくは０．１０％以上である。一方、これらの元素が過剰になると溶接性が劣化することがある。そこでＣｒ量は０．５０％以下とすることが好ましく、Ｃｕ量およびＮｉ量はいずれも０．５％以下とすることが好ましい。Ｃｒ量は０．３０％以下とすることがより好ましく、さらに好ましくは０．２０％以下である。Ｃｕ量は０．４０％以下とすることがより好ましく、さらに好ましくは０．３０％以下である。Ｎｉ量は０．４０％以下とすることがより好ましく、さらに好ましくは０．３５％以下である。
【００４０】
［（ｄ）Ｖ：０．１％以下（０％を含まない）および／またはＢ：０．００３０％以下（０％を含まない）］
ＶおよびＢは、いずれも大入熱溶接時の溶接熱影響部の軟化を抑制し、靭性を向上させる作用を有する元素であり、単独で用いてもよいし、併用してもよい。Ｖ量は０．００３％以上とすることが好ましく、より好ましくは０．０１０％以上である。Ｂ量は０．０００３％以上とすることが好ましく、より好ましくは０．００１０％以上である。一方、Ｖ量およびＢ量が過剰になると母材靭性が劣化する。そこでＶ量は０．１％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．０８０％以下であり、さらに好ましくは０．０６０％以下である。Ｂ量は０．００３０％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．００２０％以下であり、さらに好ましくは０．００１５％以下である。
【００４１】
本発明の鋼板は、引張強度（ＴＳ）が４００〜６２０ＭＰａ、常温での降伏点（ＹＰr.t.）が２３５ＭＰａ以上、シャルピー衝撃試験を行ったときの破面遷移温度が０℃以下であることが好ましい。
【００４２】
また、本発明の鋼板は、常温での降伏点（ＹＰr.t.）が高く、しかも高温でも降伏点の低下が少ないことが好ましい。高温での降伏点を高く維持することによって、形状不良の発生を抑制できる。従って、本発明の鋼板は、例えば、常温における降伏点（ＹＰr.t.）と、５００℃における降伏点（ＹＰ500℃）を測定したとき、ＹＰr.t.に対するＹＰ500℃の比（ＹＰ500℃／ＹＰr.t.比）は、０．５５以上であることが好ましく、より好ましくは０．６０以上である。ＹＰ500℃／ＹＰr.t.比は、できるだけ大きい方が好ましく、最も好ましくは１である。
【００４３】
本発明の鋼板は、その板厚は特に限定されないが、本発明の効果は、角変形が顕著となる板厚１０〜３０ｍｍの鋼板で特に有効に発揮される。
【００４４】
次に、本発明の鋼板を製造する方法について説明する。
【００４５】
本発明の鋼板を製造するには、加工フェライトの生成量を所定以上とするために、圧延終了温度をＡｒ3点−１１０℃以上、Ａｒ3点−８０℃以下の温度域とすると共に、Ａｒ3点以下の温度域における累積圧下率を５０％以上とすることが推奨される。
【００４６】
また、ベイナイトおよびマルテンサイトの生成を抑え、ポリゴナルフェライトおよびパーライトを生成させるために、圧延後の平均冷却速度が１０℃／秒以下となるように冷却することが好ましい。この冷却は、平均冷却速度を３℃／秒以下となるように空冷で行ってもよいし、平均冷却速度を３℃／秒超、１０℃／秒以下となるように強冷却（加速冷却）してもよい。
【００４７】
特に、強冷却（加速冷却）を行う場合には、冷却停止温度を４８０℃以上とすることにより、形状不良の発生を防止できる。また、圧延後に強冷却（加速冷却）を行った場合には、鋼板の表層部における残留応力を低減するために、更に矯正圧延を行うことが推奨される。以下、詳細に説明する。
【００４８】
本発明の鋼板において、加工フェライトを２５面積％以上確保するためには、特に下記表１に示す強度クラス毎にＡｒ3点が従来よりも高めになるような成分設計をした上で、圧延終了温度を、Ａｒ3点と圧延終了温度との差が従来よりも大きくなるようにして（例えば仕上圧延温度がＡｒ3点−８０℃以下であり、好ましくはＡｒ3点−８５℃以下）、フェライト＋オーステナイト二相域圧延を高圧下率で行うことが有効である。圧延終了温度はＡｒ3点−１１０℃以上が好ましく、より好ましくはＡｒ3点−１００℃以上である。このようにすることによって、鋼板の平坦度を向上できる。
【００４９】
下記表１は本発明鋼板の適用対象となる日本海事協会規格の一部抜粋である。また、本発明においてＡｒ3点は、鋼板に含まれる合金元素量に基づいて下記式（１）によって求められる温度である。下記式（１）中、［  ］は各元素の含有量（質量％）を表す。なお、鋼板が下記式（１）に規定される元素を含んでいない場合は、その含有量は０質量％として計算すれば良い。
Ａｒ3点（℃）＝９１０−３１０×［Ｃ］−８０×［Ｍｎ］−２０×［Ｃｕ］−１５×［Ｃｒ］−５５×［Ｎｉ］−８０×［Ｍｏ］  ・・・（１）
【００５０】
【表１】
2013079444.tif 000002
【００５１】
上記表１に示した日本海事協会規格では、まず強度クラス別に４０キロ鋼（区分（i）。ＳＩ単位に換算すると３９０ＭＰａ級鋼。）と５０キロ鋼（区分（ii）および区分（iii）。ＳＩ単位に換算すると４９０ＭＰａ級鋼。）に分けられる。５０キロ鋼についてはそれぞれの降伏点によって更に「ＹＰ３２」（降伏点が３２キロ）と「ＹＰ３６」（降伏点が３６キロ）に分けられている。さらにいずれの強度クラスにおいても、靭性レベルに応じてＡクラス、Ｄクラス、およびＥクラスに分けられている。
【００５２】
［区分（i）について］
区分（i）は、引張強度（ＴＳ）が４００〜４９０ＭＰａ、降伏点（ＹＰ）が２３５ＭＰａ以上、板厚３０ｍｍでの全伸び（Ｅｌ）が２０％以上である。
【００５３】
区分(i)において、靭性クラスＡでは、０℃でのシャルピー吸収エネルギーｖＥ0の平均値が２０Ｊ以上、かつ目標破面遷移温度ｖＴｒｓが０℃以下であることが要求され、靭性クラスＤでは、−２０℃でのシャルピー吸収エネルギーｖＥ-20の平均値が２０Ｊ以上、かつ目標破面遷移温度ｖＴｒｓが−２０℃以下であることが要求され、靭性クラスＥでは、−４０℃でのシャルピー吸収エネルギーｖＥ-40の平均値が２０Ｊ以上、かつ目標破面遷移温度ｖＴｒｓが−４０℃以下であることが要求される。
【００５４】
区分（i）においては、本発明の鋼板は従来鋼板と比較して、Ａｒ3点が１０〜４０℃程度高くなるように成分設計することが好ましく、Ａｒ3点は例えば８１５℃以上８４０℃未満が好ましい。
【００５５】
［区分（ii）について］
区分（ii）のうち「ＹＰ３２」は、引張強度（ＴＳ）が４４０〜５９０ＭＰａ、降伏点（ＹＰ）が３１５ＭＰａ以上、板厚３０ｍｍでの全伸びが２０％以上である。「ＹＰ３２」において、靭性クラスＡでは、０℃でのシャルピー吸収エネルギーｖＥ0の平均値が２２Ｊ以上、かつ目標破面遷移温度ｖＴｒｓが０℃以下であることが要求され、靭性クラスＤでは、−２０℃でのシャルピー吸収エネルギーｖＥ-20の平均値が２２Ｊ以上、かつ目標破面遷移温度ｖＴｒｓが−２０℃以下であることが要求される。
【００５６】
区分（ii）のうち「ＹＰ３６」は、引張強度（ＴＳ）が４９０〜６２０ＭＰａ、降伏点（ＹＰ）が３５５ＭＰａ以上、板厚３０ｍｍでの全伸びが１９％以上である。「ＹＰ３６」において、靭性クラスＡでは、０℃でのシャルピー吸収エネルギーｖＥ0の平均値が２４Ｊ以上、かつ目標破面遷移温度ｖＴｒｓが０℃以下であることが要求され、靭性クラスＤでは、−２０℃でのシャルピー吸収エネルギーｖＥ-20の平均値が２４Ｊ以上、かつ目標破面遷移温度ｖＴｒｓが−２０℃以下であることが要求される。
【００５７】
区分（ii）においては、本発明の鋼板は従来鋼板と比較して、Ａｒ3点が１０〜３５℃程度高くなるように成分設計することが好ましく、Ａｒ3点は例えば７９０℃以上８１５℃未満が好ましい。
【００５８】
［区分（iii）について］
区分（iii）のうち「ＹＰ３２」は、引張強度（ＴＳ）が４４０〜５９０ＭＰａ、降伏点（ＹＰ）が３１５ＭＰａ以上、板厚３０ｍｍでの全伸びが２０％以上である。「ＹＰ３２」においては、靭性クラスはＥのみであり、−４０℃でのシャルピー吸収エネルギーｖＥ-40の平均値が２２Ｊ以上、かつ目標破面遷移温度ｖＴｒｓが−４０℃以下であることが要求される。
【００５９】
区分（iii）のうち「ＹＰ３６」は、引張強度（ＴＳ）が４９０〜６２０ＭＰａ、降伏点（ＹＰ）が３５５ＭＰａ以上、板厚３０ｍｍでの全伸びが１９％以上である。「ＹＰ３６」においては、靭性クラスはＥのみであり、−４０℃でのシャルピー吸収エネルギーｖＥ-40の平均値が２４Ｊ以上、かつ目標破面遷移温度ｖＴｒｓが−４０℃以下であることが要求される。
【００６０】
区分（iii）において、本発明の鋼板は従来鋼板と比較して、Ａｒ3点が５〜３０℃程度高くなるように成分設計することが好ましく、Ａｒ3点は例えば７６０℃以上７９０℃未満が好ましい。
【００６１】
以上の区分（i）〜（iii）を全てまとめると、本発明の鋼板は、Ａｒ3点の温度が７６０℃以上８４０℃未満となるように成分設計することが好ましい。
【００６２】
いずれの区分においても加工フェライト量を確保するために、Ａｒ3点以下の累積圧下率は、例えば５０％以上とすることが好ましく、より好ましくは５５％以上、さらに好ましくは６５％以上、特に好ましくは７０％以上とする。 
【００６３】
圧延後は、いずれの区分においてもベイナイトやマルテンサイトの生成を抑え、ポリゴナルフェライトおよびパーライトを生成させるために、平均冷却速度１０℃／秒以下で冷却することが好ましい。平均冷却速度を３℃／秒以下とする場合には、空冷すればよく、平均冷却速度を３℃／秒超、１０℃／秒以下とする場合には、強冷却（加速冷却）すればよい。強冷却（加速冷却）する場合には、鋼板に、例えば、水を吹き付けて冷却すればよい。
【００６４】
強冷却（加速冷却）する場合の冷却停止温度は、ベイナイトやマルテンサイトの生成を抑制し、ポリゴナルフェライトおよびパーライトを生成させるために、４８０℃以上とすることが好ましい。冷却停止温度は、より好ましくは５００℃以上である。
【００６５】
圧延後、空冷を行なった場合には、鋼板の残留応力は低く抑えられるが、強冷却（加速冷却）を行った場合には、鋼板の表層部における残留応力が大きくなるため、この残留応力を低減するために、矯正圧延を行うことが好ましい。
【００６６】
上記矯正圧延は、例えば、特開２００４−２８３８７８号公報に開示されている技術に基づいて行えばよい。即ち、鋼板を複数の矯正ロール間に複数パス回数通過させて矯正するにあたり、矯正ロールが９本以下の場合には、鋼板を３パス通過させて矯正圧延を行うと共に、鋼板の入り側における塑性変形率を１パス目：８０〜８５％、２パス目：７０〜７５％、３パス目：６０〜６５％とすればよい。矯正ロールが１１本以上の場合には、鋼板を２パス通過させて矯正圧延を行うと共に、鋼板の入り側における塑性変形率を１パス目：８０〜８５％、２パス目：６０〜６５％とすればよい。
【００６７】
通板方向の入り側から３番目の矯正ロールに鋼板を挿入する際、該鋼板全面における最大押し込み量の差は０．４ｍｍ以下とすることが好ましい。上記通板方向の入り側から３番目の矯正ロールとは、通板方向の入り側から数えて３番目の矯正ロールを意味する。上記最大押し込み量の差とは、板全面における鋼板面の最大高さと最低高さの差を意味する。
【００６８】
以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明はもとより下記実施例によって制限を受けるものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも勿論可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。
【実施例】
【００６９】
下記表２に示す成分組成の鋼（残部は鉄および不可避不純物）を、通常の溶製法に従って溶製した後、鋳造し、下記表３に示す条件で圧延し、冷却し、下記表３に示す板厚の鋼板を得た。
【００７０】
下記表２に、上記式（１）に基づいて算出したＡｒ3点の温度を示す。
【００７１】
下記表３に、圧延条件として、加熱温度、Ａｒ3点の温度以下での累積圧下率、圧延終了温度を示す。また、下記表３に、冷却条件として、冷却方法、平均冷却速度、冷却停止温度を示す。なお、冷却方法が空冷の場合は、圧延終了温度から室温まで下記表３に示す平均冷却速度で冷却した。冷却方法が加速冷却の場合は、圧延終了温度から冷却停止温度まで下記表３に示した平均冷却速度で冷却した。
【００７２】
加速冷却により冷却したサンプルの一部については、冷却後、矯正圧延を行った。
【００７３】
矯正圧延は、矯正ロールを９本用い、鋼板を３パス通過させて行った。鋼板の入り側における塑性変形率は、１パス目：８０〜８５％、２パス目：７０〜７５％、３パス目：６０〜６５％とした。
【００７４】
得られた鋼板を以下の方法で評価した。
【００７５】
［（１）ミクロ組織の同定］
ミクロ組織の同定について、図３を用いて説明する。図３は下記表４のＮｏ．１およびＮｏ．３４について行った組織同定の手順を示した図である。
【００７６】
まず、鋼板のｔ／４位置（ｔ：板厚）の圧延方向と平行な板厚方向断面を試験面とし、ナイタールによる腐食後に倍率１００倍でミクロ組織写真（観察視野：０．８ｍｍ×０．６ｍｍ）を撮影した（図３のＳＴＥＰ１）。次に、ミクロ組織写真画像のコントラストを最弱にして２値化し、黒色部の面積をパーライト面積率とする（図３のＳＴＥＰ２）。続いてミクロ組織写真画像のコントラストを最強にして２値化し、白色部の面積をポリゴナルフェライト面積率とする（図３のＳＴＥＰ３）。さらに、ミクロ組織にベイナイトおよび／またはマルテンサイトが含まれる場合は、それぞれの部分を着色する画像処理を行い、その面積率をベイナイトおよびマルテンサイト面積率とする（図３のＳＴＥＰ４）。最後に、１００面積％から上記ＳＴＥＰ１〜４で求めたパーライト面積率、ポリゴナルフェライト面積率、ベイナイトおよびマルテンサイト面積率を差し引いた面積率を、加工フェライト面積率とした（図３のＳＴＥＰ５）。
【００７７】
下記表４に、ミクロ組織の種類と、各組織の面積率を示す。下記表４では、加工フェライトは「加工α」、ポリゴナルフェライトは「Ｐα」、パーライトは「Ｐ」、ベイナイトは「Ｂ」、マルテンサイトは「Ｍ」と表記した。また、下記表４には、ポリゴナルフェライトとパーライトの合計面積率（Ｐα＋Ｐ）、ベイナイトとマルテンサイトの合計面積率（Ｂ＋Ｍ）も併せて示した。
【００７８】
［（２）冷却後形状の観察］
得られた鋼板について、加速冷却を行って得られた鋼板の冷却後の形状を目視によって観察した。観察結果を下記表５に示す。下記表５において、「良好」とは、形状不良が認められなかったことを意味し、「端波」とは、鋼板の端が波状に変形していることを意味し、「反り」とは、鋼板全体に反りが発生し、変形していることを意味している。なお、空冷を行って得られた鋼板については加速冷却を行った時のような形状不良はそもそも生じ得ないため、下記表５中「−」と表記した。
【００７９】
［（３）残留応力の測定］
得られた鋼板の表面から深さ２ｍｍ位置における残留応力を次の手順で測定した。
残留応力測定用の歪みゲージ（３線式）を鋼板の測定部位に接着し、その中心に、ドリルで直径１．５ｍｍ、深さ２ｍｍの孔を開け、穿孔後、穿孔直径を顕微鏡にて実測した。３方向の測定データおよび穿孔直径から残留応力を算出した。算出した残留応力を下記表５に示す。
【００８０】
［（４）引張強度の測定］
得られた鋼板からＪＩＳ  １Ｂ号試験片（すなわち、全厚試験片）を採取し、ＪＩＳ  Ｚ２２４１に従って、引張強度（ＴＳ）を測定するとともに、常温における降伏点（ＹＰr.t.）、全伸び（Ｅｌ）も測定した。
【００８１】
また、５００℃における降伏点（ＹＰ500℃）も測定した。また、常温における降伏点（ＹＰr.t.）に対する５００℃における降伏点（ＹＰ500℃）の比（ＹＰ500℃／ＹＰr.t.）も下記表５に示す。
【００８２】
［（５）靭性の測定］
靭性については、各鋼板の深さｔ／４（ｔ：板厚）の位置から、ＪＩＳ  Ｚ２２０２（２００６）で規定のＶノッチ試験片を採取し、ＪＩＳ  Ｚ２２４２（２００６）に規定の方法でシャルピー衝撃試験を行い、破面遷移温度（ｖＴｒｓ）を測定した。測定結果を下記表５に示す。なお、破面遷移温度とは、脆性破面率が５０面積％となる温度を意味する。
【００８３】
［（６）角変形量θの測定］
各鋼板から図４に示す形状の試験片（幅Ｗ：２００ｍｍ×長さＬ：１００ｍｍ×厚さｔ：１０〜３０ｍｍ）を切り出し、幅方向の中心位置に以下に示す条件で溶接を行い、ビードオンプレートを作製した。
【００８４】
《溶接条件》
電流    ：３００Ａ
電圧    ：３２Ｖ
溶接速度：２５ｃｍ／分
入熱量  ：２３０４０Ｊ／ｃｍ（リブの隅肉溶接時、脚長５〜６ｍｍの１パス２本に相当）
ビード幅：約１８ｍｍ
【００８５】
得られたビードオンプレートは、図４に示すように溶接側に凹の角変形が発生する。角変形量θは、試験片の幅方向の長さＷと、上下方向の変形量δから、下記（２）式を用いることによって求めた。結果を下記表５に示す。本実施例では、角変形量θが０．００８０ｒａｄ以下を合格（発明例）とする。
θ＝（１／２）×ｓｉｎ-1（２δ／Ｗ）  ・・・（２）
【００８６】
下記表５から次のように考察できる。Ｎｏ．１〜１６、３９、４０は、鋼板の成分組成が本発明で規定する要件を満たすとともに、製造条件も好ましい要件を満たしているため、ミクロ組織が本発明で規定している要件を満足しており、また残留応力を８０ＭＰａ以下に抑えることができた。その結果、角変形量θを十分に抑えられ、溶接歪みを低減することができた。
【００８７】
ここでＮｏ．６（板厚２０ｍｍ）とＮｏ．７（板厚１０ｍｍ）に着目し、加速冷却後の矯正と残留応力の関係について考察する。残留応力の低減化方法としては、一般に、圧延終了後に空冷を行なう場合は残留応力を低く抑えることができるが、本発明のように圧延終了後に、空冷以外に加速冷却を行なう態様を包含する場合は、加速冷延後に残留応力低減のための矯正処理（矯正圧延）を行なうことが好ましい。特に、鋼板の板厚が１０ｍｍ程度と非常に薄い場合は、加速冷延後に矯正処理を行なうことが有効である。例えばＮｏ．６とＮｏ．７は、板厚を２０ｍｍ（Ｎｏ．６）または板厚を１０ｍｍ（Ｎｏ．７）としたこと以外は、いずれも同じ鋼種Ｃを用い、ほぼ同程度の条件で製造した例である。Ｎｏ．６（板厚２０ｍｍ）では、加速冷却後に矯正しなくても残留応力を８０ＭＰａ以下に低減できているのに対し、Ｎｏ．７（板厚１０ｍｍ）では、加速冷却後に矯正を行うことによって残留応力を８０ＭＰａ以下に低減できたことが分かる。
【００８８】
なお、Ｎｏ．１５は、下記表２の鋼種Ｉ（選択成分として用いられるＮｂ量が多い例）を用いたこと以外は、本発明の好ましい製造条件で製造した例である。この例は、ミクロ組織が本発明で規定している要件を満足しており、残留応力を８０ＭＰａ以下に抑えることができたため、角変形量θを０．００８０ｒａｄ以下に充分に抑えられ、溶接歪みを低減できた。 
【００８９】
また、Ｎｏ．３９（板厚１０ｍｍ）は、Ａｒ3点が本発明の好ましい範囲を外れる下記表２の鋼種Ｍを用いた例であるが、圧延終了温度が適切に制御されているため、所定量の加工αが生成し、残留応力が８０ＭＰａ以下となり、溶接歪みを低減できた。また、Ｎｏ．４０（板厚１０ｍｍ）は、Ａｒ3点が本発明の好ましい範囲を外れる下記表２の鋼種Ｎを用いた例であり、Ｎｏ．３９と同様、圧延終了温度が適切に制御されているため、所定量の加工αが生成し、残留応力が８０ＭＰａ以下となり、溶接歪みを低減できた。
【００９０】
一方、Ｎｏ．１７〜３８は、本発明で規定している構成要件のいずれかを満足しないため、角変形量θが０．００８０ｒａｄを超えて大きくなり、溶接歪みを改善できなかった例である。具体的には、Ｎｏ．１７〜２０（いずれも板厚１０ｍｍ）は、いずれも本発明の範囲を満足する下記表２の鋼種Ａを用いた例であり、これらのうちＮｏ．１７は、圧延終了温度が高過ぎるため加工αの生成量が低下し、溶接歪みを低減できなかった。Ｎｏ．１８は、Ａｒ3点以下での累積圧下率が小さいため、加工αの生成量が低下し、溶接歪みを低減できなかった。Ｎｏ．１９は、Ａｒ3点以下で圧下を行っておらず、また圧延終了温度が高過ぎるため、加工αが生成せず、溶接歪みを低減できなかった。
【００９１】
Ｎｏ．２０は、所望量の加工αが生成しているが、加速冷却後に矯正を行っていないため、残留応力が８０ＭＰａを超えて大きくなり、溶接歪みを低減できなかった。Ｎｏ．２１とＮｏ．２２（板厚１５ｍｍ）は、いずれも本発明の範囲を満足する下記表２の鋼種Ｂを用いた例であり、圧延終了温度が高過ぎるため加工αの生成量が低下し、溶接歪みを低減できなかった。これらを比較すると、Ｎｏ．２２に示すように、加速冷却後に矯正を行うことによって、残留応力を低減できることが分かる。
【００９２】
Ｎｏ．２３〜３１（板厚１０ｍｍ）は、いずれも本発明の範囲を満足する下記表２の鋼種Ｃを用いた例であり、これらのうちＮｏ．２３は、所望量の加工αが生成しているが、加速冷却後に矯正を行っていないため、残留応力が８０ＭＰａを超えて大きくなり過ぎて、溶接歪みを低減できなかった。Ｎｏ．２４とＮｏ．２５は、所望量の加工αが生成しているが、加速冷却後に矯正を行っていないため、残留応力が８０ＭＰａを超えて大きくなり過ぎ、溶接歪みを低減できなかった。また、圧延後の平均冷却速度が大き過ぎるため加速冷却後に端波が発生した。
【００９３】
Ｎｏ．２６とＮｏ．２７は、圧延終了温度が高過ぎるため、加工αの生成量が低下し、溶接歪みを低減できなかった。Ｎｏ．２８とＮｏ．２９は、圧延終了温度が高過ぎるため加工αの生成量が低下し、また加速冷却後に矯正を行っていないため残留応力が８０ＭＰａを超えて大きくなり過ぎ、溶接歪みを低減できなかった。Ｎｏ．３０とＮｏ．３１は、圧延終了温度が高過ぎるため加工αの生成量が低下し、また加速冷却後に矯正を行っていないため残留応力が８０ＭＰａ超えて大きくなり過ぎ、溶接歪みを低減できなかった。また、圧延後の平均冷却速度が大き過ぎるため加速冷却後に端波が発生した。
【００９４】
Ｎｏ．３２（板厚１０ｍｍ）は、本発明の範囲を満足する下記表２の鋼種Ｅを用いた例であり、加速冷却後に矯正を行っていないため、残留応力が８０ＭＰａを超えて大きくなり、角変形量θが０．００８０ｒａｄを超えて大きくなり、溶接歪みを改善できなかった。また、圧延後の平均冷却速度が大き過ぎるため加速冷却後に端波が発生した。
【００９５】
Ｎｏ．３３〜３５（いずれも板厚２０ｍｍ）は、鋼板の成分組成が本発明で規定する要件を外れる鋼種Ｆ〜Ｈを用いた例である。具体的には、Ｎｏ．３３は、Ｃ量が少な過ぎ、且つ、選択成分であるＭｏ量が多過ぎる下記表２の鋼種Ｆを用いた例であるが、Ｍｏ量が多過ぎるためにベイナイト変態が進行し、靭性が低下している。また、Ｍｏ量が多過ぎるためにフェライト変態の進行が抑制され、その結果、加工αを確保することができなかった。また、圧延終了温度が高過ぎるため加工αの生成量が低下し、また加速冷却後に矯正を行っていないため残留応力が８０ＭＰａを超えて大きくなっており、角変形量θが０．００８０ｒａｄを超えて溶接歪みを低減できなかった。なお、圧延後の平均冷却速度を１０℃／秒以下、冷却停止温度を５００℃以上としているため、加速冷却後の形状は良好であった。
【００９６】
Ｎｏ．３４は、Ｍｎが多過ぎる下記表２の鋼種Ｇを用いた例であるが、Ｍｎ量が多かったためにフェライト変態の進行が抑制され、その結果、加工αを確保することができなかった。また、Ａｒ3点以下での累積圧下率が小さく、また圧延終了温度が高過ぎるため加工αの生成量が低下し、溶接歪みを低減できなかった。また、冷却停止温度が低過ぎるため加速冷却後に反りが発生した。Ｎｏ．３５は、Ｓｉ、Ｃｒ、Ｂ量が多過ぎる下記表２の鋼種Ｈを用いた例であり、溶接歪みを低減するために従来から提案されてきたマルテンサイト分率を高くした従来例を模擬した例である。Ｓｉ量が多過ぎるため、溶接性が低下した。また、Ａｒ3点以下で圧下を行っておらず、圧延終了温度が高過ぎるため、加工αが生成せず、溶接歪みを低減できなかった。また、圧延後の平均冷却速度が大き過ぎ、しかも冷却停止温度が低過ぎるため加速冷却後に反りが発生した。
【００９７】
Ｎｏ．３６（板厚１０ｍｍ）は、本発明の範囲を満足する下記表２の鋼種Ｊを用いた例であり、Ａｒ3点以下で圧下を行っておらず、また圧延終了温度が高過ぎるため加工αの生成量が低下し、角変形量θが０．００８０ｒａｄを超えた結果、溶接歪みを低減できなかった。Ｎｏ．３７（板厚２０ｍｍ）は、本発明の範囲を満足する下記表２の鋼種Ｌを用いた例であり、Ａｒ3点以下での累積圧下率が小さく、また圧延終了温度が高過ぎるため加工αの生成量が低下し、また、加速冷却後に矯正を行っていないため残留応力が８０ＭＰａを超えて大きくなり、角変形量θが０．００８０ｒａｄを超えており、溶接歪みを低減できなかった。Ｎｏ．３８（板厚２０ｍｍ）は、Ａｒ3点が本発明の好ましい範囲を外れる下記表２の鋼種Ｍを用いた例であり、圧延終了温度が高過ぎるため加工αの生成量が低下し、また、冷却後に矯正を行っていないため残留応力が８０ＭＰａを超えて大きくなり、溶接歪みを低減できなかった。
【００９８】
鋼種Ａを用いたＮｏ．１、２とＮｏ．１７〜１９（いずれも板厚は１０ｍｍ）を比較すると、Ａｒ3点以下における累積圧下および／または圧延終了温度を適切に制御することによって、加工αの生成量を確保でき、溶接歪みを低減できることが分かる。同様のことが、鋼種Ｂを用いたＮｏ．５とＮｏ．２１、２２（いずれも板厚は１５ｍｍ）、鋼種Ｃを用いたＮｏ．７〜９とＮｏ．２６〜３１（いずれも板厚は１０ｍｍ）についても考察できる。
【００９９】
鋼種Ｃを用いたＮｏ．７〜９とＮｏ．２４、２５（いずれも板厚は１０ｍｍ）を比較すると、圧延後の平均冷却速度を１０℃／秒以下に制御することによって冷却後の形状を良好にできることが分かる。また、鋼種Ｃを用いたＮｏ．７、８とＮｏ．２３（いずれも板厚は１０ｍｍ）を比較すると、加速冷却後に矯正を行うことによって残留応力を８０ＭＰａ以下に低減でき、溶接歪みを低減できることが分かる。
【０１００】
【表２】
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【０１０１】
【表３】
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【０１０２】
【表４】
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【０１０３】
【表５】
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【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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