JPS6338518A - 耐水素誘起割れ性に優れた鋼板の製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】 （産業上の利用分野） 本発明は、Ｈ！Ｓを含んだ原油、天然ガスの輸送に用い
るラインパイプ用として有用な、耐水素誘起割れ性に優
れかつ、低降伏比を特徴とする鋼板の製造方法、特に、
二段冷却法を採用して微細かつ均一なベイナイト＋フェ
ライト組織とした耐水素誘起割れ性に優れかつ、低降伏
比を特徴とする鋼板の製造方法に関する。

（従来の技術） 水素誘起割れ（ＨＩＣ）は、湿潤Ｈｉｓ環境下で鋼が腐
食したときに発生する水素が、鋼中に侵入することによ
って起こる水素脆化現象である。

ＨＩＣＩＣ性が最も高い部分は、板厚中心部であり、ス
ラブの中心偏析に起因する部分である。

従来、ＨＩＣを防止する手段としては、次の方法等がと
られている。

■スラブソーキングによる偏析の軽減 ■Ｐの低減による偏析の軽減 ■Ｃａ、　ＲＥＭによる非金属介在物の形態を制御して
、ＨＩＣの起点となる介在物を減らす。

しかし、これらの手段のうち■、■は非常なコスト上昇
を招く。また、■に至っては効果があいまいである。

そこで、最近、圧延後加速水冷することによって、合金
元素の４化を防止し、均一・微細な組織にして、偏析部
の低温度Ｌｉｕ　織の生成を抑えた鋼の製造が試みられ
ている。例えば、特開昭５４−１１８３２５号、同５７
−８５９２８号、同５８−７７５３０号、および６０−
３３３１０号参照。

そのような加速水冷を利用した耐水素誘起割れ性鋼（以
下、耐ＨＩＣＭという）の製造方法はおおよそ、Ａｒｚ
点以上で仕上圧延を終了し、Ａｒｓ　−３０℃以上から
水冷して、組織を微細なフェライト＋パーライト［１’
あるいはフェライト＋ベイナイト混合組織にして耐ＨＩ
Ｃ性を向上させるというものである。

つまり、水冷条件としては、ある温度範囲をある一定の
冷却速度で均等に冷却するというものである。また、そ
の冶金学的組織もフェライト÷パーライト組織あるいは
フェライト＋ベイナイト組熾であ名。

しかしながら、水冷条件が適当でないと、マルテンサイ
トのような低温変態組織が生成したり、硬度の高いヘイ
ナイトが生成したりして、かえって耐ＨＩＣ性が低下す
る。

また、圧延−水冷条件が適当であっても、ある成分系に
おいては耐ＨＩＣ性の余り良好でないτ４が得られたり
する。

一方、万一、ＨｒＣが発生してもそれが破裂のような重
大事故につながらないよう、低降伏比（低ＹＲ）型高強
度鋼が求められるようになっている。つまり、ＹＲ（Ｙ
Ｓ／ＴＳ比）が低ければ、ＨＩＣが発生して割れ部に応
力が集中して一部降伏現象が発生しても破断に番よ至ら
ないと考えられる。その場合のＹＲはおよそ８５％以下
と考えられている。

ところで、そのような低ＹＲ型鋼を製造するには、Ｃは
できるだけ高いのが望ましいが、Ｃはスラブの中心偏析
を助長するので、単純水冷だけでは十分な耐ＨＩＣ性を
得るのが困難になる。一方、Ｃ量が低い場合（０，０５
〜０．１０％程度）、低ＹＲを水冷によって得るには比
較的早い水冷速度（１０〜ｂ ず、それはマルテンサイトの生成をもたらすから、１３
ｔＨＩｃ性が劣化するのは免れない。

ここに、第１図および第２図は、従来法の代表的水冷パ
ターンを示すものであり、それらにそれぞれ示すように
、いずれの場合にあっても一定の温度範囲を均等に冷却
することが特徴となっている。

すなわち、第り図の場合、熱間圧延終了後、Ａｒｚ点以
上で水冷を開始し、６５０〜５５０℃の温度範囲まで３
〜ｂ 冷を行うのである。第２図の場合は、Ａｒｃ−３０℃以
上から水冷を開始し、５５０〜３５０℃の温度範囲まで
１０〜ｂ 図の場合と同様に放冷するのである。

第３図は、後述する第１表の鋼へに相当する組成の鋼に
ついての従来法における水冷停止温度とＹＲおよびＨｉ
　Ｃ官受性、つまりＣＬＲ（％）との関係を示すグラフ
である。このグラフからは、耐ＨＩＣ性は水冷停止温度
かは＼３７５℃以上でなければならないが、一方、低Ｙ
Ｒとするには水冷停止温度は３７５℃以下でなければな
らないことが分かる。

したがって、従来の水冷法では、特に低Ｃ材（０，０５
％程度）で低ＹＲ（ＹＲ＜８５％）かっ酎）（ＩＣ性に
優れた鋼板を得るのが困難であることが分かる。

（発明が解決しようとする問題点） したがって、本発明の目的とするところは、低ＹＲ１か
つ耐ＨＩＣ性にすぐれた鋼板の製造方法を提供すること
である。

さらに本発明の目的は、低Ｃ材にあってマルテンサイト
の生成、ベイナイトの硬度上昇を駆出した水冷法による
、低ＹＲ（８５％以下）、かつ５４＋１１Ｃ性にすぐれ
た鋼板の製造方法を提供することである。

本発明のなお別の目的は、温潤１ｈＳ環境下において問
題となるＨ　Ｉ　Ｃに優れた砥抗性を存し、かつ、経済
的なラインパイプ用の低ＹＲ型鋼板の製遣方法を提供す
ることである。

（問題点を解決するための手段） 本発明は、耐ＨＩＣ性を損なうことなく、ラインパイプ
用低ＹＲ型高張力鋼を製造することを目的とした発明で
ある。

本発明者らが加速水冷鋼の耐ＨＩＣ性を、圧延−水冷条
件との関係において、詳しく検討した結果、次の事実が
判明した。

■フェライト＋パーライトのバンド状組織あるいは、パ
ーライトが残存する組織を有する目板は耐ＨＩＣ性が劣
る。

■硬度が２５０以下のへイナイトとフェライトから成る
混合組織は耐ＨＩ　Ｃ性に口れる。

■硬度が２５０以上のベイナイト、あるいはマルテンサ
イトを含む組織を存する鋼は耐ＨＩＣ性に劣る。

つまり、圧延後の冷却速度を適当に選択し、パーライト
の生成を抑える一方、ベイナイト変態を起こさせ、しか
も、マルテンサイトが生成しないようにすれば、耐ＨＩ
Ｃ性が向上する。

また、低ＹＲｇを得るには、ポリゴナルフェライト組織
あるいは針状のアシキュラー・フェライト組織、または
フェライトとベイナイトの混合組織が望ましい。このよ
うな組織を有する鋼は、引張試験において降伏点伸びを
示さないＳ−３ＩＪ！Ｉ線を示し、低降伏比（約８５％
以下）を特徴とする。

本発明の重要性は、単に低降伏比現象のみならず、この
低降伏比化と耐１１１Ｃ性の向上という２つの重要な要
素を（Ｌ／Ｐ　Ｊ１１鋼にとって）組み合わせた条件を
見出したことである。

すなわち、均一かつ微細なフエライトーベイナ壱 イト＆［を水冷によって得て、低降伏比化をはり、また
、耐ＨＩＣ性をそこなう中心偏析部の低温変態＆Ｉ！織
やパーライトバンドＭｉＰａをなくすことにより耐ＨＩ
Ｃ性の向上をはかる。

なお、このとき、合金元素の４化も同時に可及的に抑え
、中心偏析も軽減されるように合金組成も調整する。

よって、本発明の要旨とするところは、重量％で、 Ｃ：　　０．０１〜０．２０％、　　Ｓｉ：０．０３　
〜０．８０％、Ｍｎ：　０．４０〜１．８０％、　Ｐ　
：０．０２５％以下、ｓ　：　０．００２％以下、　Ｔ
ｉ：０．００８〜０．１５％、ｓｏｌ．Ａｌ：　　０．
０１〜０．１０％ならびに Ｃｕ：　０．０５〜０．５０％、Ｃａ：　０．０００５
〜０．００５０％、およびＲ叶：　Ｑ、ＧＯ０５〜０．
０１％のうちの１種以上、 および、所里ｌ；より、 Ｎｉ：　０．０５〜０．５０％、Ｃｒ：　０．０５〜０
．５０％、Ｍ。

：　Ｏ，ＯＳ〜０．５０％、Ｎｂ：　０．０１〜０．１
５％、およびＶ：　０．０１〜０．１５％のうちの１種
以上残部不可避不純物および鉄 から成る組成のＣＣスラブを加熱し、Ａｒ３　＋　１５
０℃以下、Ａｒ３点以上の温度域で、少なくとも５０％
以上の熱間圧延を行い、Ａｒｓ点以上で該熱間圧延を終
了し、Ａｒ３　３０℃以上の温度域から、６５０℃以下
、５５０℃以上の温度域まで冷却速度１５〜３０℃／Ｓ
の範囲で加速水冷し、続いて５５０℃以下、４００℃以
上の温度域まで、前記冷却速度よりは小さい冷却速度３
〜１５℃／Ｓの範囲で加速水冷し、水冷停止後放冷する
ことを特徴とする、耐水素誘起割れ性に優れた鋼板の製
造方法である。

このようにして得た鋼板に、５００℃以上、Ａｃ。

点板下の温度域まで加熱し焼戻しを行ってもよい。

本発明はいわば２段水冷法とも言うべく、第１段の急水
冷（＞Ａｒ、　−３０℃−６５０〜５５０℃、１５〜ｂ 態が起こるように初析フェライトの生成および成長を抑
えるもので、第２段の緩水冷（６５０〜５５０ｔ−５５
０〜４００℃、３〜ｂ の生成を防止し、かつ硬度が上界し過ぎないようにベイ
ナイト変態を続けて進行させ、その後、放冷してマルテ
ンサイトの生成を防止するものである。

（作用） 本発明において鋼組成を上述のように限定した理由は次
の通りである。

Ｃ： 鋼の強度確保のためにＯ，０１％以上を必要とし、また
、鋼の靭性確保および溶接低温割れの防止のため０．２
０％以下とする。

Ｓｉ： 口の強度確保および脱酸のために０．０３％以上を必要
とし、また、鋼の靭性確保および焼戻脆化の防止のため
０．８０％以下とする。

ごｎ： １間の強度および靭性の確保のため０．４０％以上を必
要とし、またＭｎの増加によって偏析部の合金元素温度
が増加するが、１．８０％以下までは許容できる。

Ｐ＝ 少ないほど０２折部の合金元素濃度は減少し、耐ＨＩＣ
性にイ】れるが、低Ｐ化することは製造コストを上界さ
せるので、本発明に悪影９を与えない範囲で可及的に高
含有量である０、０２５％を上限とする。しかし、少な
ければ少ない程好ましいのは言うまでもない。

Ｓ： Ｓは０．００２％超になると、Ｃａによる形態制御が不
能なＭｎＳが生成し、ＨＩＣの起点となる。

したがって、本発明にあってＳは０．００２％以下に制
限する。

Ｔｉ： ＴｉＮにより圧延組織の細粒化をはかり、第１段水冷時
の非常に微細かつ均一なヘイナイト変態を起こすのを助
長する。ＴｉＮおよびＴｉＣによる水素のトラップ効果
で耐ＨＩ　Ｃ性を向上させるため０．００８％以上を必
要とし、一方、０．１５　％超になると靭性が著しく損
なわれるため、上限を０．１５％とする。

ｓｏｌ．Ａｌ： 鋼の脱酸のため０．０１％以上を必要とし、また、清浄
度を確保するため０．１０％以下とする。

本発明にあっては、その他、６（食性付与元素として、
Ｃｕ、　ＣａおよびＲＥＭの少なくとも１種を添加する
。

Ｃｕ： 耐食性付与のため０．０５％以上を添加する。

しかし、０．５０％を超えると溶接性をｔｐなう。

Ｃａ： 鋼中介在物であるＭｎＳの形態を制御し、耐ＨＩＣ性を
向上させるためにｏ、ｏｏｏｓ％以上を添加する。しか
し、０．００５０％を超えると、Ｃａ系介在物が逆に耐
ＨＩＣ性、耐５ｓｃｃ性を劣化させる。

ＲＥ門： Ｃａの場合と同様にＭｎＳの形態の制？ｉｌのため０゜
０００５％以上添加するが、０．０１％を超えると、・
清浄度が擾なわれ、耐ＨＩＣ性、耐５ｓｃｃ性が低下Ｎ
ｉ： 鋼の強度、靭性確保のため０．０５％以上を必要とし、
０．５０％を超えると耐５ｓｃｃ性が劣化する。

Ｃｒ＋　Ｍｏ： いずれも鋼の強度、あるいは靭性確保のためそれぞれ０
．０５％以上、０．５０％以下を添加する。

！Ｊｔ＋−Ｖ＋ いずれも鋼の強度、あるいは靭性６１！保のためそれぞ
れ０．０１％以上、０．１５％以下を必要とする。

このような組成のＣＣスラブを、次に、本発明によって
は、熱間圧延そして２段加速水冷するが、第４図はこの
ときの水冷パターンを示すものである。

すなわち、熱間圧延を行う適宜温度に加熱してから仕上
げ温度Ａｒ３点以上、Ａｒ＋＋１５０　℃以下で制？１
１７ＪＡ間圧延を行い、次いで、（Ａｒ、点〜Ａｒ）　
　３０℃）以上の範囲の温度から１５〜ｂで 第１段加速水冷を行なう。この第１段急水冷は６５０〜
５５０℃の温度範囲で停止し、次いで５５０〜４００℃
の範囲の温度にまで前記冷却速度よりは小さい３〜ｂ その後放冷する。

本発明において熱間圧延条イ１ならびに前記で水冷およ
び緩水冷の水冷条件を上述のように限定した理由は次の
通りである。

まず、熱間圧延に当って１よ以下の熱間圧延が可能な温
度にまで加ジさする。

熱間■延仕上温度５よ、上限をＡｒｚ”Ｌ５０℃とする
が、これを超えた温度で圧延を終了すると、十分な細粒
とならず、高強度、高靭性が得られない。

また、Ａｒ３点未満で終了すると、所定の水冷開始温度
が得られない。加熱−仕上温度の途中の圧延は任意であ
る。

圧下率は、５０％未満ではオーステナイト粒が十分な細
粒とならず、加速冷却しても均一な＆Ｉｌ織とならない
。

水冷開始温度は、＾ｒｙ　　３０℃より低い温度では初
析フェライトの成長に伴い、偏折部に合金元素が；；化
し水冷時に低温変態ｌｌ織が生成するので、耐ＨＩＣ性
が低下する。より好ましくは静１点以上が良い。

第１段水冷冷却速度は、下限を１５℃／Ｓとし、これよ
り小では初析フェライトが多量に生成してしまうので均
一かつ倣細なベイナイト変態が起こらず、低ＹＲかつ耐
ＨＩＣ性を満足しない。また、３０℃／Ｓｌでは、水冷
停止温度のコントロールが難しくなる。好ましくは１８
〜ｂ 第１段水冷における水冷停止温度は、上限を６５０℃と
し、これより高い温度では水冷の効果がなく、初析フェ
ライトが成長し、一方、５５０℃未満ではへイナイトの
硬度上昇を招く。

第２段水冷冷却速度は、第１段水冷冷却速度より小とし
、下限を３℃／Ｓとし、これ未満では一部バーライトが
生成する。また、１５℃／Ｓ超では、ベイナイトの硬度
上昇を引き起こし、ある成分系においてはマルテンサイ
トの生成を招く。好ましくは、５〜ｂ 第２段水冷における水冷停止温度は、上限を５５０℃と
し、これを超えると放冷時にパーライトが生成してしま
う。また、４００℃未満では水冷時にマルテンサイトが
生成してしまう。

第５図は、本発明の範囲内の後述する第１２！２のＡＡ
に相当する０、０５％Ｃ材を８３０℃の仕上げ温度で熱
間圧延を行い、７７０℃から冷却速度２５℃／Ｓで水冷
を開始し、次いで６００℃まで冷却してから第２段水冷
を８℃／Ｓの冷却速度で行い、放冷したときの第２段水
冷停止点度とＹＲ（％）さらにＣＩ−Ｒ（％）との関係
を示すグラフである。第２段水冷停止点度を４００〜５
５０℃とすることによりＹＲｌＣＬＲともに満足する範
囲にくることが分かる。

さらに、本発明の好適態様にあっては、上述のように製
造された鋼板に焼戻し処理をするが、焼ア温度がＡｃ１
点超では再結晶が起きてしまう。一方、５００℃未満で
は、焼戻による効果が得られない。

次に、本発明を実施例によってさらに説明する。

実施例 第１表に示す組成の供試鋼を使い、慣用法によりＣＣス
ラブを製造し、これを第２表および第３表に示す条件下
で熱間圧延そして加速冷却を行った。

得られたり人間圧延材の機械的特性および耐ＨＩＣ性に
ついて同じく第２表および第３表にまとめて示す。

第２表は、０．０５％Ｃ材における従来水冷法、本発明
法それぞれによって製造した鋼のＹＲおよび’ｉｔｉ＋
Ｉｃ性の比較を示す。

第２表に示す結果からも明らかなように、従来の水冷法
でも水冷条件によっては耐ＨＩＣ性を満足するが、ＹＲ
は必ずしも８５％以下°にならない。

また、Ｙｌ’？を８５％以下にしようと思えば、水冷停
止温度を下げねばならず、耐ＨＩＣ性をｔＤなう。

この点、本発明方法では、耐ＨＩＣ性も、ＹＲ８５％以
下も両方とも満足する鋼板が得られている。

第３表は、第１表に示した各鋼種Ｂ−Ｆによる同様な実
施例についてその製造条件および機械的特性そしてＹＲ
および耐ＨＩ　Ｃ性をまとめて示すものである。

第３表に示す結果からも明らかなように、本発明による
ものはＹＲおよび耐ＨＩ　Ｃ性のいずれも所要条件を満
足する。しかし、Ｆ５ｍは、Ｔｉを含んでいないので、
耐ＨＩＣ性または低ＹＲのいずれかを満足しない。　　
　− 第６図［１１）ないしくｆ）は本例により製造された各
種鋼板の顕微鏡Ｍｉ織写真を示す。

第６図ｆａ）は第２表のＡ９の顕微ｖＬ徂繊織写真×１
゜Ｏ）を、第６図（ｂｌは同しく拡大したもの（ｘ　５
００）を示す。均一、微細なフェライト十ヘイナイＢＪ
Ｉｉ！になっているのがわかる。

第６図ｔｅｌは、第１表のＢ鋼を仕上げ温度９１０℃で
熱間圧延を行い、次いでこれを８４０℃から５４０℃ま
で２５℃／Ｓの冷却速度で急冷したときの鋼組織（Ｘ１
００）を示すもので、マルテンサイトが生成しているの
が分かる。第６図ｆｄ＋は同じＸ５００の顕微鏡組織写
真である。

第６図ｔｅｌは第２表の八１の顕微鏡組織写真（Ｘ１０
０）を示すものである。これは、従来の一段冷却による
ものであり、冷却速度は１２℃／Ｓと遅いためパーライ
トが生成しているのが分かる。第６図（ｆｌは同じＸ５
００の顕微鏡組織の写真を示すものである。

なお、耐ＨＩＣ性の試験は第７図および第８図に示す要
領で行った。

すなわち、ＨＩＣ試験には、第７図に示すように鋼板よ
り表裏面２１１１１１１切削した厚さで、幅１００ｍｍ
、長さ１００ｍｍの板状試験片を全幅にわたって採取し
、同しく長さ方向にも数ケ所採取した。これらの試験片
は、６００メンシユエメリー研磨した後、アセトン脱脂
した。ＨＴ　Ｃ試験に用いた試験液は、ＮＡＣＥン夜と
呼ばれるもので０．５％酢酸（Ｃ１１３ＣＯ□Ｉ＋）−
５％食塩（Ｎａ（Ｑ）水溶液で試験中はＨ２Ｓを通気し
、飽和状態にした。温度は２５℃で１００時間試験した
。

第８図に、ＨＩＣ試験後の試験片端面を示すが、このと
き観察されるＩ（Ｉ　Ｃを板幅方向の割れの長さくａｉ
ｊ）で測定し、断面幅に対するこのａｌｊ　の総和の比
を割れ長さ率（％）（Ｃ，Ｌ、Ｒ，）とした。そして、
耐ＨＩＧ適中率は、次式で表す。

試験片の数

【図面の簡単な説明】

第１図および第２図は、従来法の代表的水冷パターンを
示す線図； 第３図は、従来法における水冷停止温度とＹＲ（％）お
よびＣＬＲ（％）との関係を示すグラフ；第４図は、本
発明方法の水冷パターンを示す線図； 第５図は、本発明方法における第２段水冷停止温度とＹ
Ｒ（％）およびＣＬＲ（％）との関係を示すグラフ；お
よび 第７図および第８図は、ＩＩ　Ｉ　Ｃ試験および耐１４
１Ｃ性評価要領を示す略式説明図である。

Claims (4)

【特許請求の範囲】
1. （１）重量％で、 Ｃ：０．０１〜０．２０％、Ｓｉ：０．０３〜０．８０
   ％、Ｍｎ：０．４０〜１．８０％、Ｐ：０．０２５％以
   下、Ｓ：０．００２％以下、Ｔｉ：０．００８〜０．１
   ５％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．１０％ ならびに Ｃｕ：０．０５〜０．５０％、Ｃａ：０．０００５〜０
   ．００５０％、およびＲＥＭ：０．０００５〜０．０１
   ％のうちの１種以上、 残部不可避不純物および鉄 から成る組成のＣＣスラブを加熱し、Ａｒ＿３＋１５０
   ℃以下、Ａｒ＿３点以上の温度域で、少なくとも５０％
   以上の熱間圧延を行い、Ａｒ＿３点以上で該熱間圧延を
   終了し、Ａｒ＿３−３０℃以上の温度域から、６５０℃
   以下、５５０℃以上の温度域まで冷却速度１５〜３０℃
   ／Ｓの範囲で加速水冷し、続いて５５０℃以下、４００
   ℃以上の温度域まで、前記冷却速度より小さい冷却速度
   ３〜１５℃／Ｓの範囲で加速水冷し、水冷停止後放冷す
   ることを特徴とする、耐水素誘起割れ性に優れかつ、低
   降伏比を特徴とする鋼板の製造方法。
2. （２）重量％で、 Ｃ：０．０１〜０．２０％、Ｓｉ：０．０３〜０．８０
   ％、Ｍｎ：０．４０〜１．８０％、Ｐ：０．０２５％以
   下、Ｓ：０．００２％以下、Ｔｉ：０．００８〜０．１
   ５％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．１０％ ならびに Ｃｕ：０．０５〜０．５０％、Ｃａ：０．０００５〜０
   ．００５０％、およびＲＥＭ：０．０００５〜０．０１
   ％のうちの１種以上、 残部不可避不純物および鉄 から成る組成のＣＣスラブを加熱し、Ａｒ＿３＋１５０
   ℃以下、Ａｒ＿３点以上の温度域で、少なくとも５０％
   以上の熱間圧延を行い、Ａｒ＿３点以上で該熱間圧延を
   終了し、Ａｒ＿３−３０℃以上の温度域から、６５０℃
   以下、５５０℃以上の温度域まで冷却速度１５〜３０℃
   ／Ｓの範囲で加速水冷し、続いて５５０℃以下、４００
   ℃以上の温度域まで、前記冷却速度より小さい冷却速度
   ３〜１５℃／Ｓの範囲で加速水冷し、水冷停止後放冷し
   て得た鋼板を、５００℃以上、Ａｃ＿１点以下の温度域
   まで加熱し焼戻すことを特徴とする、耐水素誘起割れ性
   に優れかつ、低降伏比を特徴とする鋼板の製造方法。
3. （３）重量％で、 Ｃ：０．０１〜０．２０％、Ｓｉ：０．０３〜０．８０
   ％、Ｍｎ：０．４０〜１．８０％、Ｐ：０．０２５％以
   下、Ｓ：０．００２％以下、Ｔｉ：０．００８〜０．１
   ５％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．１０％ ならびに Ｃｕ：０．０５〜０．５０％、Ｃａ：０．０００５〜０
   ．００５０％、およびＲＥＭ：０．０００５〜０．０１
   ％のうちの１種以上、 および Ｎｉ：０．０５〜０．５０％、Ｃｒ：０．０５〜０．５
   ０％、Ｍｏ：０．０５〜０．５０％、Ｎｂ：０．０１〜
   ０．１５％、およびＶ：０．０１〜０．１５％のうちの
   １種以上残部不可避不純物および鉄 から成る組成のＣＣスラブを加熱し、Ａｒ＿３＋１５０
   ℃以下、Ａｒ＿３点以上の温度域で、少なくとも５０％
   以上の熱間圧延を行い、Ａｒ＿３点以上で該熱間圧延を
   終了し、Ａｒ＿３−３０℃以上の温度域から、６５０℃
   以下、５５０℃以上の温度域まで冷却速度１５〜３０℃
   ／Ｓの範囲で加速水冷し、続いて５５０℃以下、４００
   ℃以上の温度域まで、前記冷却速度より小さい冷却速度
   ３〜１５℃／Ｓの範囲で加速水冷し、水冷停止後放冷す
   ることを特徴とする、耐水素誘起割れ性に優れかつ、低
   降伏比を特徴とする鋼板の製造方法。
4. （４）重量％で、 Ｃ：０．０１〜０．２０％、Ｓｉ：０．０３〜０．８０
   ％、Ｍｎ：０．４０〜１．８０％、Ｐ：０．０２５％以
   下、Ｓ：０．００２％以下、Ｔｉ：０．００８〜０．１
   ５％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．１０％ ならびに Ｃｕ：０．０５〜０．５０％、Ｃａ：０．０００５〜０
   ．００５０％、およびＲＥＭ：０．０００５〜０．０１
   ％のうちの１種以上、 および Ｎｉ：０．０５〜０．５０％、Ｃｒ：０．０５〜０．５
   ０％、Ｍｏ：０．０５〜０．５０％、Ｎｂ：０．０１〜
   ０．１５％、およびＶ：０．０１〜０．１５％のうちの
   １種以上残部不可避不純物および鉄 から成る組成のＣＣスラブを加熱し、Ａｒ＿３＋１５０
   ℃以下、Ａｒ＿３点以上の温度域で、少なくとも５０％
   以上の熱間圧延を行い、Ａｒ＿３点以上で該熱間圧延を
   終了し、Ａｒ＿３−３０℃以上の温度域から、６５０℃
   以下、５５０℃以上の温度域まで冷却速度１５〜３０℃
   ／Ｓの範囲で加速水冷し、続いて５５０℃以下、４００
   ℃以上の温度域まで、前記冷却速度より小さい冷却速度
   ３〜１５℃／Ｓの範囲で加速水冷し、水冷停止後放冷し
   て得た鋼板を、５００℃以上、Ａｃ＿１点以下の温度域
   まで加熱し焼戻すことを特徴とする、耐水素誘起割れ性
   に優れかつ、低降伏比を特徴とする鋼板の製造方法。