JPS58210125A - 直接焼入法による強靭高張力鋼板の製造法 - 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】 この発明は、直接焼入法によって靭性の高い高張力鋼板
を製造する方法に関するものである。

近年、エネルギー需要の増大とともにアラスカ等の極寒
地域、あるいは海底等、苛酷な環境におけるガス田や油
田が数多く開発されており、これらから供給される天然
ガスや原油はほとんどラインパイプによって必要とされ
る場所まで輸送されるようになってきている。

このため、ラインパイプの需要も急増してきている上に
、大径でかつ耐圧性に優れたものを採用して輸送効率の
向上を図る傾向が強まってきているため、これに応える
べく、より厚肉で、強度。

靭性、並びに溶接性により優れたラインパイプ材の開発
が急務となっているのが現状である。

すなわち、海底ラインパイプや寒冷地ラインパイプでは
、厚肉高強度化の必要が叫ばれており、また厳しい建設
環境のために溶接性に優れていることが必須の要件とさ
れているのである。

ところが、従来、ラインパイプ用に供せられていた圧延
のままの鋼板では、その成分組成等を如何に工夫しても
上記要望を満たすようなものを得ることができず、最近
では、圧延の条件、冷却の条件、および鋼材成分組成の
３者に工夫を凝らして組合せることが前記問題を解決で
きる近道であるとの認識に立って、直接焼入法や加速冷
却法等の、圧延直後の鋼板を水冷して高強度化を図る方
法が実施されるようになってきた。

直接焼入法とは、マルテンサイトやベイナイトの焼入組
織の有する高強度を活用するものであって、一般的には
鋼のオーステナイト域（通常は７５０℃以上である）で
圧延を終了し、次いでこれをＡｒ３点以上から直接に焼
入れすることを特徴とする高張力鋼板の製造法であるカ
ー、この方法によれば高強度の鋼材を得ることはできる
けれども、低温靭性に難点が残るものである。

また、加速冷却法は、制御ＩＦ　／４　＋ｉ−の鋼板の
オーステナイトからフェライトへの変態域、即ちＡｒ３
〜Ａｒ、を空冷よりも速い冷却速度で冷却し、一部微細
ペイナイトの高強度を活用することもあるが、６００〜
５５０℃で前記加速冷却をストップすることを特徴とす
る高張力鋼板の製造法であり、細粒フェライトまたは一
部に微細ベイナイトを組合せて高強度化を図ったもので
ある。そして、この方法によれば、引張り強さ：　６０
　ｋｇ７）ｇ１級鋼、またはｘ−７０級（ＡＰＩ規格）
のラインパイプ程度までの製造に適する鋼材を得ること
ができるが、厳しい加速冷却条件の制約、すなわち、冷
却開始温度、冷却速度、冷却終了温度等を厳しく調整す
る必要があるために、鋼材製造の作業性が悪くなるとい
う問題を有するものであった。

他方、最近に至って、制御圧延鋼にＴｉおよびＢを添加
して良好な靭性を有するベイナイト高張力鋼板を製造し
ようとの技術も提案されているが、このようなベイナイ
ト高張力鋼板を製造するにあたって、従来法どおりの直
接焼入れ、または加速冷却を施してその靭性値を高めよ
うとしても、所望とする靭性を得ることができないばか
りが、逆に靭性が大幅に劣化するということがわかった
。

しかも、制御圧延によるＢ処理鋼の圧延後水冷による強
靭化は、従来知られている技術をもってしても如何とも
し難いものであるとの結果が今日の研究で明らかになっ
た。

本発明者等は、上述のような観点から、製造作業性が良
好で、そして溶接性に好適である低い炭素当量が確保で
き、かつ強度がＸ−７０−Ｘ−１００級（引張強さ：６
０〜８０ゆ／−１降伏強度二４９〜７　ｏ　１ｇ７’ｔ
ｄ　）　、靭性がシャルピー破面遷移温度（ｖＴｓ）で
−１００℃以下程度を示すような強靭高張力鋼板を製造
すべく、種々研究を重ねた結果、以下（ａ）〜（ｄ）に
示す如き知見を得るに至ったのである。すなわち、 （ａ）　　高強度を得るためにＮｂ、　Ｔｉ　、および
Ｂを添加して微細マルテンサイトの生成促進を図った鋼
のＣ量を所定値以下に抑えることにより細粒フェライト
が生成し、これによって鋼の靭性が著しく改良される上
に、溶接性も向」−すること、（ｂ）　　上記（ａ）項
に示した鋼を低温加熱後、低温域にて大圧下すると、歪
をもった微細なオーステナイトが形成される。そして、
−これから微細なフェライト生成されるのであるが、こ
の低温域での大圧下が微細フェライトの生成を一層促進
するものであること、 （Ｃ）　　鋼板製造の際、上述のように低温域にて高Ｉ
Ｆ下率の圧延を施し、微細フェライトをまず十分に生成
させた後、固溶Ｎｂおよび固溶Ｂの共存によって未変態
のまま存在する微細なオーステナイトを６００〜３５０
℃（Ｍｓ点より上）から焼入れすると、残留オーステナ
イトから微細な分散したマルチンサイトを生じ、結局、
フェライト＋マルテンサイトの二相混合組織鋼が得られ
、細粒フェライトの有する高靭性に加えて、微細マルテ
ンサイトの有する高強度をも備えた強靭高張力鋼板を確
実に得ることができること。すなわち、細粒加ニオース
テナイトの粒界から非情に細かいフェライトが析出し、
その中に残留する残留オーステナイトは焼入れによって
極く微細なマルテンサイトになり、組織的には極めて微
細なフェライトとマルテンサイトの混合組織となり、特
にＸ−７０−Ｘ−１００級の高強度が得られるとともに
、焼戻し工程が無くても高靭性が得られる。この場合、
従来の直接焼入法では、圧延後直ちに焼入処理するため
に、鋼板の冷却速度が速くなりすぎ、微細なポリゴナル
フエライトの生成を阻止して、ベイナイトまたはマルテ
ンサイト−相鋼となり、高強度ヲ示スものの、細粒フェ
ライトの優れた靭性効果を活用できないのである。即ち
、本発明では、圧延終了後、空冷または４℃／ｓｅｃ程
度の加速冷却の範囲の冷却により、まず鋼板中への微細
フェライトの析出処理を行なって靭性向上の下地を作っ
た後に％６００〜３５０℃の温度範囲から直接焼入れす
ることにより、未変態オーステナイト部をマルテンサイ
ト化すると高強度が達成できること。

そして、これをさらに焼戻しするとより靭性が向上され
ること。そのうえ、フェライトも微細で強度が高いこと
に加えて、マルテンサイトはベイナイトよりもさらに高
強度を付与するので、低Ｃ化、低Ｃｅｑ　（炭素当量）
化も容易であり、しかも極低Ｃ化を図れば衝撃値も向上
するのに加えて、溶接性もさらに改善されること、 （ｄ）　　上記鋼に、さらにＣｕ、　Ｃｒ、　Ｍｏ　、
　Ｎｉ、　Ｃｏ　、　Ｖ　。

Ｚｒ、　Ｌａ、　Ｃｅ　、およびＣａの１種または２種
以上の所定量を添加することによって、鋼板の強度、お
よび靭性をよシ向上することができること。

したがって、この発明は上記知見に基いてなされたもの
で、 Ｃ：０．００３〜０．１００％、Ｓｉ：０．８５％以下
、　Ｍｎ：　１．０〜３．Ｏｓ、　Ｐ　：　０．０３　
％以下、　　Ｓ　：０．００９チ以下、Ｎｂ：０１００
８〜０１８０％、　Ｔｉ：０．００４〜００４０％、１
３　　：Ｏ，０Ｏ０４〜０．００２５　ｓ、　Ｎ　：Ｏ
，０Ｏ０５〜０．０１００％、５ｏｔ−Ａｌ　：０．０
０５〜０．０９０％。

を含有するとともに、必要に応じて、さらに、Ｃｕ、Ｃ
ｒ、およびＭＯの１種以上：０．０５〜０．５０チ、 Ｎｉ、　　ｋよびＣＯの１種以上：０．ｌ〜ｌ　Ｏ％　
。

■、およびＺｒの１種以上：　０．０１〜’０．１５　
％、Ｌａ、Ｃｅ、およびＣａの１種以上：Ｏ，０Ｏ０５
〜０００２０チ、 を単独または複合して含有し、 Ｆｅおよび不可避不純物：残シ、 （以上重量％、なお、以下、組成成分の含有割合を表わ
すチは重量％とする）からなる鋼を、９００〜１１７０
℃に加熱した後、少なくとも９００℃以下の累積圧下率
が５０チ以上で、かつ仕上温度が８００〜６５０℃の圧
延を施し、圧延仕上後、空冷または４℃／秒を越えない
加速冷却により６００〜３５０℃の範囲に冷却してから
、この温度範囲より直接焼入れすることにより、優れた
靭性と高い強度を有する高張力鋼板を得るごとに特徴を
有するものである。

すなわち、前述のように、従来公知の直接焼入法は、Ａ
ｒ３点以上で圧延を終了し、Ａｒ３点以上から焼入れす
るものであり、同じ〈従来公知の加速冷却法は、Ａｒ３
〜Ａｒ１点を急冷した後放冷するものであるのに対して
、この発明は、特定成分組成の低Ｃ−Ｎｂ−Ｔｉ−Ｂ鋼
を圧延し、Ａｒ、点以下（６００℃以下）から焼入れす
ることによってベイナイト変態を阻止し、細粒フェライ
トと微細マルテンサイトの二相混合組織鋼板を得るよう
にしたものである。

つぎに、この発明の強靭高張力鋼板の製造法において、
化学組成成分量、圧延条件、冷却条件、および焼入温度
を上述のように限定した理由を説明する。

■）化学組成成分量 ■　Ｃ Ｃ成分には、鋼材の強度を確保する作用があるが、その
含有量が０．００３％未満では前記作用に所望の効果が
得られず、他方０．１００％を越えて含有せしめると微
細フェライトの生成が減少してマルテンサイトの量が増
し所望の靭性を得ることができなくなる上、溶接性をも
劣化するようになることから、その含有量を０．０３〜
Ｑ、、１００％と限定した。

■　５Ｉ Ｓ１成分は、脱酸の故に鋼に必然的に含有される元素で
あるが、その含有量が０．８５％を越えると鋼の靭性及
び溶接性に悪影響を及ぼすようになることから、その含
有量を０．８５％以下に制限した。

−■　Ｍｎ Ｍｎ成分には、焼入性を向上して鋼の強度および靭性を
改善する作用があるが、その含有量が１０係未満ではマ
ルテンサイトの生成が困難となって前記作用に所望の効
果が得られず、他方３．０％を越えて含有させると逆に
靭性が低下するとともに溶接性にも悪影響を与え、細粒
フェライト生成も困難となることから、その含有量を１
０〜３３．○チと限定した。

■　Ｐ Ｓ成分は、通常は不可避不純物として含有される程度の
ものであり、好ましい成分ではないが、特にその含有量
が０．０３　％を越えた場合には溶接性の低下や偏析に
よる鋼の内質劣化の弊害が出てくるようになることから
、その含有量を００３％以下と制限した。

■　Ｓ Ｓ成分も、通常は不可避不純物として鋼に必然的に含有
されるものであるが、その含有量が０．００９チを越え
るとシャルピーの横方向エネルギー吸収に著しい悪影響
を与えるようになることがら、その誉有量をＯ，ＯＯ９
％以下と限定した。

■　　Ｎｂ Ｎｂ成分には、細粒フェライトの生成を促し、Ｉ〕との
共存においてマルテンサイト形成をも促進して、強度お
よび靭性を向上する作用があるが、その含有量がＯ，Ｏ
Ｏ８％未満では前記作用に所望の効果を得ることができ
ず、他方０１８０％を越えて含有せしめると溶接性に悪
影響を与えるようになることから、その含有量を０．０
０８〜０１８０％と限定した。

■　Ｔｌ Ｔｉ成分には、圧延組織を微細化するとともに、鋼中の
Ｎを固定してＳ成分の焼入性向上効果を確保する作用が
あるが、その含有量が０．００４％未満では前記作用に
所望の効果を得ることができず、他方０．０４０％を越
えて含有せしめると靭性の劣化を来たすようになること
から、その含有量をＯ，ＯＯ−４〜０゜０４０チと限定
した。

■　Ｂ Ｓ成分には、鋼の焼入性を向上させて強度および靭性を
確保する作用があるが、その含有量が０、　ＯＯ（’１
４　％未満では焼入性が不十分で満足出来る強靭性を得
ることができず、他方０．００２５％を越えて含有せし
めると溶接性に悪影響を及ぼすように々ることがら、そ
の含有量を０．０００４〜０．００２５係と限定した。

■　Ｎ Ｎ成分には、Ｔｉ成分とともにＴｉＮを形成して鋼基地
中に析出し、圧延組織を微細化する作用があるが、その
含有量がＯ，０Ｏ０５％未満では前記作用に所望の効果
が得られず、他方０．０１００％を越えて含有せしめる
とＳ成分と結合してＳ成分の焼入性向上効果を減じてし
まうようになることから、その含有量は０．　ＯＯＯ５
〜０．０１００％と限定した。

［相］　ｓｏ’１０Ｍ。

Ｍ成分には、脱酸作用および細粒化作用があるが、その
含有量が０．００５％未満では前記作用に所望の効果が
得られず、他方００９０％を越えて含有させると、非金
属介在物の量が増加し、鋼が脆化するようになることか
ら、その含有量を０．　ＯＯ’　５〜０、０９０％と限
定した。

ＯＣｕ、　Ｃｒ、　　およびＭＯ これらの成分には、鋼の焼入性を向上してマルテンサイ
トの生成を助ける均等な作用があるので、より一層の強
靭性が要求される場合に必要に応じて含有されるが、そ
の含有量がそれぞれ０．０５％未満では所望の強靭性向
上効果が得られず、他方それぞれ０．５０％を越えて含
有させると、細粒フェライトの生成を抑制されて靭性の
低下を招くようになることから、その含有量を０．０５
〜０．５０チと定めた。

＠Ｎ１．およびＣ。

これらの成分には、鋼の靭性を改善する均等な作用があ
るので、より一層の靭性が要求される場合に必要に応じ
て含有されるが、その含有量がそれぞれ０．１４未満で
は所望の靭性向上効果が得られず、他方それぞれ１．、
Ｏ％を越えて含有させると、Ｎ１およびｃｏ元元素体が
高価なために経済的不利を招くことから、その含有量を
０．１〜１０％と定めた。

Ｑ■　Ｖ、およびＺｒ これらの成分には、析出によって鋼の強度を向上させる
均等的作用があるので、より一層の強度が要求される場
合に必要に応じて含有されるが、その含有量がそれぞれ
０．０１４未満では所望の強度向上効果が得ら−れす、
他方それぞれ０．１５　％を越えて含有せしめると靭性
劣化を来たすようになることから、その含有量をそれぞ
れ０．０１　”−０，］、　５係と限定した。

（↓や　Ｌａ、Ｃｅ、およびＣａ これらの成分には、硫化物系非金属介在物の形態を制御
することにより、シャルピーの吸収エネルギーの著しい
向上および耐硫化物応力腐食割れ性を一段と向上させる
均等的作用があるので、必要に応じて含有されるが、そ
の含有量が、それぞれＯ，ＯＯＯ”　５％未満では所望
の介在物の球状化効果が得られず、他方それぞれ０．　
ＯＯ５％を越えて含有させると、非金属介在物の量が増
加しこれらの性能が損なわれる傾向が現われるようにな
ることから、その含有量をそれぞれＯ○００５〜０．０
２０％と限定した。

■）圧延条件 ■　加熱温度：９００〜１１７０℃ 加熱温度が９００℃未満ということは、鋼のオーステナ
イト化する温度（ＡＣｓ点）に達していないということ
であり、所望の圧延組織を得ることができないのに対し
て、加熱温度が１１．７０　℃を越えると鋼材組織が粗
粒化し、靭性不良を来たすようになることから、加熱温
度を９００〜１　］−７０℃と定めた。

■　圧下条件：９００℃以下で５０４以上圧下時の温度
が９００℃を越えたシ、その累積圧下率が５０チ未満で
ある場合には、歪をもった微Ｍな、ｉ−ステナイト粒を
作ることができず、したがって、細粒フェライトの生成
を促進することができなくなる。つまり、仕上圧延後の
空冷またはある程度の強冷によって微細なフェライトを
得、その後の焼入れで、微細に分散し及マルテンサイト
を得るためには、９ｏｏ℃以下の温度での５０チ以上の
累積圧下率の圧延が不可欠であるので、圧下条件を上記
のように限定した。

■　仕上温度 圧延仕上温度が８００℃を越えると圧延組織の細粒化が
不十分であシ、他方その温度が６．ＬＯ℃未満では二相
域圧延の度合が過大となって、靭ｔ’１並びに延性の低
下を来たすようになることがら、その温度を８００〜６
５０℃と定めた。

■）冷却条件 圧延仕上後の冷却を、空冷または４℃／秒を越えない加
速冷却としたのは、これらの値よりも速い冷却速度では
フェライト変態が抑制されてしまって、微細なフェライ
ト組織を得ることができなくなるからである。特に、４
℃／秒を越えない程度の冷却速度を上限としたのは、板
厚の厚いものに対しての焼入れまでの冷却を促進して能
率の向上を図るという理由からであるが、この冷却速度
を越えた場合には、前述のようにフェライト変態がスム
ーズに起らなくなるのである。

■）焼入温度 Ａｒ１点である６００℃を越える温度がら焼入れを行な
うと、フェライト変態が十分に進行せずに単なる焼入組
織になってしまって良好な靭性を得ることができなくな
る。他方、３５０℃未満の温度では、いわゆるＭｓ点以
下であるので焼入れの効果が十分でなくなる。したがっ
て、焼入温度を６００〜３５０℃と定めた。

ついで、この発明を実施例により比較例と対比しながら
説明する。

実施例　１ この例では、仕上圧延後の焼入温度が鋼材の機械的・物
理的性質に与える影響を比較した。

まず、第１表に示すような本発明方法を満足する化学成
分組成を有し、厚みが１５０＋ｍのスラブを常法によっ
て製造した。

第　　　１　　　表 つぎに、このスラブを１０５０℃に加熱保持した後粗圧
延を行ない、ついで温度が９００℃をト廻った時点でス
ラブ厚７５」より６７係の圧平゛ｆで圧延を施した。そ
して、７４０℃にて圧延を終了し、引続いて空冷した後
、第２表に示したような各種焼入温度で焼入れして、板
厚二２５ｍｍの鋼板を得た。

このようにして得られた各種鋼板について、強度および
靭性を比較するためにその機械的・物理的性質を測定し
、その結果を第２表に併せて記載した。

第　　　２　　　表 第２表に示した結果からも明らかなように、焼入温度が
７００〜６３０℃と本発明の範囲よりも高い場合の焼入
材２及び３は強度が最□も高い値を示すけれども、シャ
ルピー破面遷移温度（ｖＴｓ）。

ＤＷＴＴ落下試落下試験８外 ＦＡ’ｒＴ　）で表わされるところの靭性が著しく劣っ
ていることがわかる。これは、ｒ→α変態が完了しない
うちに焼入れを行なったために細粒フェライトの生成が
阻止され、ベイナイトおよびマルテンサイトの量が著し
く増したためである。

他方、焼入温度が、本発明の範囲であるＡｒ１変態点以
下の６００〜３５０℃であった焼入材４〜７は、圧延後
空冷材１に比較して１０ｋｇ／−以上の強度上昇が得ら
れるにもかかわらず、靭性の劣化がほとんどみられなか
った。

°　　　実施例　２ この例では、鋼板製造の際の加熱・圧延・冷却条件が、
鋼材の機械的・物理的性質に与える影響を比較した。

まず、実施例１における第１表に示したの゛と同様の、
本発明方法を満足する化学成分組成を有し、厚みが１５
０朋のスラブを用意した。

このスラブの１つを１，１０５０℃に加熱保持した後、
温度が９００℃を下廻った時点で６７％の圧下率の圧延
を施し、ついで７４０℃にて圧延を終了してから引続い
て空冷を施し、５５０℃の温度から焼入れすることによ
って板厚：２５ｍｍの鋼板を得た。このときの条件を本
発明の標準条件とし、それによって得られた試料番号５
の試料の機械的・物理的性質を第３表にあらためて示し
た。

つぎに、上記スラブの別のものについて、それぞれ、加
熱温度．９００℃以下における圧Ｆ、率。

圧延仕上温度，および仕上後の冷却速度を第３表に示し
たように変えたほかは、標準条件と同様の条件で圧延を
行な−い、５５０”Ｃの温度から焼入れをすることによ
って試料番号９〜１４の鋼板を得た。これらの機械的・
物理的性質も第３表に併せて示した。

第３表に示した結果からも、加熱・圧延・冷却の条件が
本発明方法の範囲を外れると、いずれも低温靭性が著し
く悪化することが明白である。

特に、圧延仕上から焼入れまでの間の加速冷却は、板厚
が大きいと焼入までに時間がかかるのでこれを防止する
ために講じられる手段であるが、これによって冷却速度
が速くなりすぎると、実質的に圧延後直ちに焼入れした
のと同じこととなって靭性劣化を招くものであることが
、試料番号１４の靭性値と試料番号１３の靭性値を比較
することによって１男白である。

実施例　３ この例では、鋼板製造の際の化学成分組成が機械的・物
理的性質に及ぼす影響を比較したものである。

通常の溶解法により、それぞれ第４表に示される化学成
分組成をもった鋼を溶製し、通常の条（’＋で鋳造し、
得られたスラブを１０５０℃に加熱保持した後粗圧延を
行ない、ついでスラブ厚５７朋にて８５０℃よシロ７チ
の圧下率にて圧延を再開し、７００℃で圧延を終了後空
冷を行ない、５５０℃の温度より水焼入れし、得られた
板厚：１９ｍ。

の鋼板について、それぞれ、その機械的・物理的性質を
測定した。これらの結果も第４表に併せて示した。

第４表に示される結果から、本発明材２１−−５０は、
いずれも７０ｋｇ／−級の引張強さを示すとともに、高
い低温靭性値を具備しているのに対して、比較材５１〜
６３にみられるように成分組成のいずれかでもこの発明
の範囲から外れると前記特性のうち少なくともいずれか
の特性が劣ったものになることが明らかである。

上述のように、この発明の方法によれば、溶接性に好適
である低い炭素量を確保できるとともに、強度および靭
性が、それぞれ、引−張り強さ：６０〜８０ｋｇ／−お
よびシャルピー破面遷移温度ニー１００℃以下程度と優
れた値を示す鋼を製造することができ、したがってこの
鋼を苛酷な環境条件下の油田やガス田の開発の際、ライ
ンパイプとして用いた場合に著しく優れた性能を発揮す
るのである。

また、この発明の方法で得られた高張力鋼板をＡｃｌ変
態点以下に焼戻し処理することは、その鋼の特性を何ら
損ねるものではなく、むしろ靭性および耐硫化水素割れ
性等の面で改善作用が期待されるものである。

昭和５８年　３月１７１１ 特許庁長官　　若　杉　和　夫 １、事件の表示 特願昭５７−９３７２７　　号 ２、発明の名称 直接焼入法による強＠尚張カ鋼板の製造法３、補正をす
る者 代表者　　　熊　谷　典　文 ４、代　理　人 自　　　発 補正の内容 （１）　　明細書中、特許請求の範囲を別紙の通シに補
正する。

（■　明細書、第６頁、第１９行に ［６００〜３５０℃（Ｍｓ点より上）から］とあるを、 １’−Ａｒ、変態点近傍〜Ｍｓ点の温Ｉｒ−範囲から」
と訂正する。

（３）明細書、第８頁、第２行に １６００〜３５０℃の」 とあるな、 ｌ　Ａｒ、変態点近傍〜Ｍｓ点の」 と訂正する。

（４）　　明細書、第９頁、第１８行に「６００〜３５
０°Ｃの範囲に」 とあるを、 ［Ａｒ、変態点近傍〜Ｍｓ点の温度範囲に」と訂正する
。

（５）　　明細書、第１Ｏ頁、第７〜８行に「Ａｒ、点
以下（６００°Ｃ以下）から」とあるを、 ［フェライト変態のほぼ終了に近いＡｒ、点近傍以下の
温度から−１ と訂正する。

（０明細書、第１８頁、第１１行に 「Ａｒ、点である６００°Ｃを越える温度から１とある
な、 「γ−α変態が未だ進行中のＡｒ、点より高い鋼のＡｒ
、点は成分、冷却速度によって変動するが、本発明鋼で
は６５０〜６００　”Ｃと考えられるその温度から」 と訂正する。

（η　明細書、第１８頁、第１４行に ［他方、３５０℃未満の」 とあるな、 「他方、ＭｉＥ点温度以下、即ち平均的には３５０℃未
満の」 と訂正する。

（０明細書、第１８頁、第１７行に １６００〜３５０　”Ｃと定めた。」 とあるを、 ［Ａｒ、変態点近傍〜Ｍｓ点の温度範囲と定めた。］と
訂正する。

（９）　　明細書、第２０頁、下から４行目に「７００
〜６３０℃と本発明の範囲」 とあるな、 １７００〜６３０°Ｃ（本発明鋼のＡｒ、点は約６００
℃）と本発明の範囲」 と訂正する 以上 「２、特許請求の範囲 Ｃ：０．００３〜０１００％、Ｓｉ：０．８５％以下、
　Ｍｎ　：１．０〜３，０％、ｐ：０．０３％以下、Ｓ
：０．００９％以下。

Ｎｂ：０．００８〜０．１８０％、Ｔｉ：０．００４〜
０．０４０％。

Ｂ：０．０００４〜０．００２５％、　　Ｎ　　：０．
０００５〜０．０１００％、　　ｓｏｌ、ＡＱ　　：　
　０．００５〜０．０９０　　％。

を含有するとともに、必要に応じて、さらに、Ｃｕ、　
Ｃｒ、およびＭｏの１種以上：　０．０５〜０．５０％
。

Ｎｉ、およびＣｏの１種以上：０．１〜１．０％。

■、およびＺｒの１種以上：　０．０１〜０．１５％。

Ｌａ、　Ｃｅ、およびＣａの１種以上：　０．０００５
〜０．０２０％。

を単独または複合して含有し、 Ｆｅおよび不可避不純物：残り、 （以上重量％〕からなる鋼を、９００〜１１７０℃に加
熱した後、少なくとも９００℃以Ｆの累積圧下率が５０
％以上で、かつ仕上温度が８００〜６５０℃の圧延を施
し、圧延仕上後、空冷または囲より直接焼入れすること
を特徴とする強靭前張力鋼板の製造法。」

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 Ｃ：０００３〜○、１００％、Ｓｉ：０．８５％以下、
   　Ｍｎ二１．０〜３０％、Ｐ：０．０３係以下、　Ｓ　
   ：０．００９チ以下、Ｎｂ：０．００８〜０１８０チ、
   Ｔｉ：０．００４〜００４０％−、Ｂ　：Ｏ，ＯＯＯ今
   〜Ｏ，ＯＯ２５チ、　Ｎ、：　０．０００５〜０．０１
   ００　％、　５ｏＬＮｌ　：　０．００５〜０．０９０
   　％。 を含有するとともに、必要に応じて、さらに、Ｃｕ、Ｃ
   ｒ、およびＭｏの１種以上：０．０５〜０．５０チ。 Ｎｉ、およびｃｏの１種以上：Ｏ，１〜１．０％。 ｖ９およびＺｒの１種以上：０．０１〜０．１５％。 Ｌａ、Ｃｅ、およびＣａの１種以上二〇０００５〜０、
   　ＯＯ２０％。 を単独または複合して含有し、 Ｆｅおよび不可避不純物二残り、 （以上重量％）からなる鋼を、９００〜１１７０℃に加
   熱した後、少なくとも９００℃以下の累積圧下率が５０
   ％以上で、かつ仕上温度が８００〜６５０℃の圧延を施
   し、圧延仕上後、空冷または４℃／秒を越えない加速冷
   却により６００〜３５０℃の範囲に冷却してから、この
   温度範囲よシ直接焼入れすることを特徴とする強靭高張
   力鋼板の製造法。