JPS61136624A - 降伏点４２Ｋｇｆ／ｍｍ↑２以上９０Ｋｇｆ／ｍｍ↑２未満の厚手断面の高靭性鋼材の製造法 - 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】 （産業上の利用分野） 本発明は−、強度と靭性にすぐれ、かつ溶接性のすぐれ
た降伏点４２に＃ｆ廓２以上９０　ｋｌｆ／、２未満の
厚手断面の高靭性鋼材の製造法に関する。

（従来の技術） 近年、鉄鋼構造物の巨大化と高靭性化が進み、それに使
用する鋼材に対する要求は厚手断面化や、降伏点の向上
要求と同時に低温靭性や予熱なしで溶接可能のようにす
ぐれた耐溶接割れ性が要求される。

又、一方では、コンクリートや他の材料との競合から、
出来るだけ経済性が要求される。

これらの要求に対して、最近の各種の新しい夷造法が開
発され、品質改善が行われている。

例えば、特公昭５５−３００４７号公報に記載されてい
るように鋼片の加熱温度を従来より低温にすることによ
り、圧延前のオーステナイト粒度を細粒にし、その後の
圧延と水冷による靭性向上効果を助長させる方法、或い
Ｆｉ特開昭５７−１３１３２０号公報に記載されている
ように連続鋳造後、鋼片の表面が１．１００〜７５０℃
になった時点で粗圧延ｔ−開始し、Ａｒ、〜６５０℃で
圧延を終了し、その後６５０〜４００℃の間の適温迄水
冷し、その後空冷以下の冷却速度で冷却する方法等多く
の方法が散見される。

これらは、−ずれも高靭性の高張力鋼を製造する方法で
あるが、特に厚手の鋼板を製造する場合、板厚方向の強
度差が著るしい、水素脆性の欠陥が出易いなどの欠点が
あり、これらを解消するために全く他の技術対策をとる
必要があった。

（発明が解決しようとする問題） 本発明の目的は前記した厚手断面の高靭性鋼材の製造に
際しての問題点を排除し得る魯遣方法を提供しようとす
るものである。

（問題点を解決するための手段） 本発明者らは、種々検討を重ねた結果、鋼中のＮｂの挙
動を制御し得るような各種製造条件を採用することによ
ってかかる問題点を解消することが可能になると言う結
論に達し念。

即ち、鋼中のＮｂは、常温では主としてＮｂの炭・窒化
物としで存在するが、鋳造後の鋼片、分塊圧延後の鋼片
は高温状態にありＮｂは単体として地鉄中に固溶して込
る。

この固溶Ｎｂは圧延の際、未再結晶域の上限温度を上昇
させ、細粒組織を得るための圧延を容易ならしめると言
う効果の他に、圧延後水冷してから焼戻し処理を行った
場合、水冷忙よって適冷状態のＮｂが焼戻しの際に炭・
窒化物として析出することが知られておシ、この析出硬
化作用忙よる強度向上が利用されている。

従って、従来の如く、鋼片を一旦常温迄冷却させ几場合
、鋼中のＮｂは炭・窒化物として析出している之め、再
度加熱して圧延する場合、このＮｂの炭・窒化物を再び
地鉄中に溶解する必要があシ、このため実際には１１０
０℃〜１３００℃と言う高温での加熱が行われる。そこ
で本発明者らは、前記の固溶Ｎｂｉ直接使用することに
よシ、鋼片の高温加熱工程を省略することを試み念。即
ち鋼片を冷却する際、それらの抜熱社表面から行われる
から当然鋼片の表面側から内部にかけて温度勾配が生じ
るが、表面から１／４　ｔ　（ｔ　：鋼片厚み）迄の部
位が４００〜８５０℃の間の温度に達した時点で冷却を
中止し、加熱炉に装入して、再び９００℃から１０５０
℃の間に加熱後均熱することによって引続き行われる圧
延、水冷、焼戻しを行った鋼材の厚み方向の強度の差を
解消させることが可能であることを見出した。

即ち、前述したように、水冷後のＮｂは、焼戻し時Ｋ　
Ｎｂ炭・窒化物として析出し、析出硬化の作用を提供せ
しめる。−万、厚手断面鋼材を水冷する際、抜熱は鋼材
の表面から行われるため、断面方向の水冷冷却速度は異
なり、表面附近は冷却速度が大きく、中心付近のそれは
小さい。従って水冷後の断面硬さは大きく異なって鋼材
表面と中心では強度的に大きな差異を生ずる。焼戻し後
、この差異は或糧度解消はするものの依然として残存し
、結果的に断面方向に強度差のついた鋼材となる。

これに対し、前述したように鋼片の冷却を一旦中止した
後、再加熱するのは、この断面方向の強度差を解消させ
る次めの手段である。つまり、鋼片の表面側／ｆｉ４０
０〜８５０℃の温度に冷却し、鋼中の冶がＮｂの炭・窒
化物として析出するが、その中央部は温度が高−念めに
未だ固溶状態にある。

この状態で冷却を一旦中止させ再び９００〜１０５０℃
に加熱すると、鋼片中央部のＮｂは固溶状態が継続され
、その後の圧延時未再結晶域圧延を有効にならしめる効
果があり、引続く水冷時に含有合金元素量に応じて細粒
フェライト、細粒ベイナイト、細粒マルテンサイト等の
組織になるが殆んどのＮｂ　Ｆｉ固溶したまま常温に達
する。

一方、鋼片表面側に析出し念Ｎｂ炭・窒化物は９００〜
１０５０℃での再加熱でも殆んど溶解せず大部分が溶は
残ってしまう。従って引続く圧延に際して未再結晶域圧
延に対する効果４１＃４材中央部よυ少く、水冷後、Ｎ
ｂ炭・窒化物は析出し之ままの状態であるため、その後
焼戻しを行った際の析出硬化現象も鋼材中央部より著る
しく小さいものとなる。

この鋼材断面方向の析出硬化現象の量的差異が前述した
水冷後の断面方向の焼入まま状態における強度差を相殺
する形となり、結果的に鋼材断面方向の強度差の小さい
鋼材を製造することが可能となる。

（発明の構成・作用） 本発明は、以上の如き知見に基込てなされ九ものであっ
て、その要旨とする所は重Ｊｌ［でＣ０．０４〜０．１
８１　、８１０．３５１ｉ以下、Ｍｎ　０．６〜１．８
　％　。

Ｎｂ　０．ＯＯ５〜０．０４憾、　Ｔｏｔａｌ　Ａｔ０
．０１〜０．０８１　、　Ｎ　０．００５４以下を夫々
含有し、さらに必要によりＢ　０．０００５〜０．０１
５　俤、　Ｃｕ０．１〜１．５係、　Ｎ１　０．２〜１
．５　４　　、　　Ｃｒ　　０．１　０〜０．５　９６
　　、　　ＭＯ０．０　５〜０．６％　　、　　Ｖ０．
０　１〜０．０　５４　　、　７ｉ　　０．００５〜０
．０２４　、　Ｃａ０．００５４以下、ＲＩＭ　０．０
２４以下の１種又は２種以上を含み残部がＦ’ｓおよび
不可避的不純物から成る鋼を鋳造又は分塊圧延後、得ら
れた鋼片をその表面から鋼片厚みの１／４迄の部位が４
００〜８５０℃の温度になる迄冷却し、次いで９００〜
１０５０℃に加熱、均熱し念のち８００〜９２０℃間で
の圧下量が２０４以上になる迄圧延し、次いで得られ念
鋼材の表面温度Ｔ（６）がＴ≧Ｔｒ−２０になる時点で
水冷を開始し、鋼材表面の水冷後復熱温度が３５０℃以
下になる時点で水冷を停止し、鋼全体が常温となっｔの
ち７００℃以下の温度に加熱して焼戻すことｔ−特徴と
する降伏点４２　ｋｐｆＡｍ以上９０　ｋｇｆ／ｍ２未
満の厚手断面の高靭性鋼材の製造法にある。

但しＴｒ＝９１０−３１０ＸＣ（＠−８０ＸＭｎ（１９
−２０ＸＣｕ（ｄ−１５ＸＣｒ（ｄ−５５ｘＮｌ（９９
−８０ｘＭｏ（←３５（ｔ−８０）＋３０ｔ：鋼材の厚
み（朋）である。

以下に本発明の詳細な説明する。

まず最初に本発明においては降伏点４２ゆｆＡ＊２Ａｅ
９０　ｋｇｔ／１ｐａａ未満の＊ｔ一対象とするもので
あるが、降伏点の下限ｔ　４２　ｋｌｌｆＡａｌ　と定
め念のは本発明ではその対象鋼種の１つとして一般に水
冷後焼戻し処理を行うて製造する高張力鋼を含むからで
ある。即ち、前述したように構造用鋼として汎用性を持
たせるには靭性と同時に溶接性を保有することが必要で
あり、その念めには水冷して硬化組織とした後、Ａｅ、
以下の温度で焼戻す所謂焼入焼戻し処理が一般に使用さ
れる。この場合降伏点の低い鋼はそれを構成する化学成
分も一般に低いから厚手断面の鋼でも水冷後硬化組織は
あまり生成せず従って断面方向の強度差は一般的に小さ
い。

又、焼入焼戻しを行わなくても容易に強度を得ることは
可能である。降伏点ｆ　４２１Ｃ１７ｆ／ｇ以上と設定
したのはこの之めである。

一方、降伏点の上限については、降伏点が高い場合厚手
断面の鋼材では、その強度確保上多くの合金元素の添加
量を必要とし、焼入後の硬化組織の生成は水冷冷却速度
による依存性が小さくなるような成分系を選択するため
むしろ断面方向の強度差は小さくなる。つまシ、本発明
による裏遣方法を特別に採用する必要はない。降伏点ｔ
−９０ｋｌ？ｆ／ｍ未満と設定したのはこのためである
。

又本発明においては厚手断面の鋼材を対象とするもので
あるが、これは前述の如く特に高靭性高張力ｔＩ４ｔ−
製造するに際し、厚手断面の鋼材においては断面方向の
強度差が著るしく、又、水素に起因する内部欠陥が出易
いなどの欠点があることから、かかる問題点を解消する
ために特に厚手断面の鋼の改良を目的としたものである
。なお、厚みくついては特に規定するものではないが本
発明の対象となる降伏点を有する鋼材では通常断面方向
の強度差に現れ易いほぼ２５ｆｉ以上の厚みのものが対
象となる。

さらに、本発明の製造法においては、後述するように特
定の成分範囲に規定された鋼を溶製後、鋳造又は分塊圧
延全行なった後、後述する特定条件の製造手段により鋼
材とするものであるが、この場合の鋳造又は分塊圧延と
は、連続鋳造成いは目的とする鋼材の形状に応じて作ら
れたスラブ状又はプルーム状等の鋳型による単独鋳造、
又は普通造塊により得られた鋼塊を分塊圧延により鋼片
上製造する手段を意味し、これら連続鋳造により得られ
た鋳込みままの鋼片或いは必要に応じて減厚圧延した後
の鋼片、上記単独鋳造によシ得られた鋳込みままの鋳片
、或いは必要に応じて成る程度減厚圧延した後の鋼片又
は普通造塊によシ得られた鋼塊の分塊後の鋼片を高温ま
まで冷却することなく後述の製造手段により冷却の途中
で圧延を実施するものである。

次に本発明の対象とする鋼の成分範囲の限定理由につい
て述べる。

最初にＣは焼入性および強度を確保するために必要な元
素であるが・０．０４１未満では含有量が低過ぎ、断面
厚みが比較的小さいものでも所期の強度を確保すること
が出来ない。一方、Ｃ含有量が０．ｉｓ＊’ｅ超えると
耐溶接割れ性の劣化、溶接熱影響部の硬化が著るしくな
プ、靭性゛および耐応力腐食割れ性等の用途上必要とな
る特性の劣化を招く。し念がってＣの含有量は０．０４
〜０．１８１とする。

次にＳｉは高強度化に効果があるが、Ｓｌが多いと高張
力鋼の場合焼戻脆化感受性が大きくなり、切欠靭性が損
われる。したがって成程度の強度を確保し切欠靭性を低
下させないｔめには上限全０．３５俤とする・ またＭｎは焼入性の確保、および熱間加工時の割れ防止
、等のために必要であるが、１．８憾を超えると変態点
を下げ溶接時低温割れを生じ易くする。

又０．６４未満では焼入性の確保が困難であり、Ｓ含有
量との関係から熱間割れ防止上効果が少くなる。従って
０．６〜１．８係とする。

さらにＮｂは前述の如く圧延に際しての細粒化効果と焼
戻し中の析出硬化のための主要元素　であるが、０．０
０！１５’ｊ未満の少量であると所期の効果が得られず
本発明の主旨にそわ毫い。一方、０．０４鴫金超えても
上記効果は飽和的になり反面、溶接熱影響部や溶着鋼の
切欠靭性を低下させる要因になる。したがって適正Ｎｂ
量は０．００５〜０．０４係である。

次にｋｔは鋼中の酸素と結びついて精錬脱酸時Ａｔ２０
３として酸素の除去の他鋼中のＮと結びついてＡｔＮと
なシ組織の微細化に寄与するのでＴｏｔａｌ　０．０１
幅以上必要であるが、添加量がＴｏｔａｌ　０．０８４
を超えると却って粒の粗大化とＡｔ２０３等の介在物の
量の増大を招き、特に高張力鋼では靭性を阻害する。し
たがってｋＡ含有１１　ｆ　Ｔｏｔａｌ　Ａｔとして０
，０１〜０．０８壬とした。

また、Ｎは本発明による輿造法の場合、高温状態での鋼
片では、それぞれ単独に固溶しているＢとＮが鋼片の冷
却、冷却途中停止、再加熱、圧延と言う過程を通る間に
ＲＮとなりＢの焼入性を損わしめ、又一般的に溶接熱影
響部の靭性を劣化せしめるために０．００５係以下とし
た。

以上が基本的な元素であるが、さらに本発明の対象とす
る鋼には前記以外の元素としてＢ　ｒ　Ｃｕ　ＩＮｉ　
ｌ　Ｃｒ　ｌ　ｌｉｌ［ｏ　ｌ　Ｖ　Ｉ　Ｔｌ　＃　Ｃ
ａ　ｌ　ＲＥＭｔ−添加させることによシ、さらに鋼材
の断面厚みに応じ焼入性全確保して強度、靭性を向上せ
しめることが出来る。

先ずＢは焼入性向上効果があるが０．０００５　’１未
満ではその効果が少（０，ＯＯ１５％超では溶接熱影響
部等にＢ化合物が生じ靭性を著るしく劣化させる。しか
しＢ量が０．０００５〜０．００１５憾の範囲内であれ
ばＮｂとの相乗効果を発揮し、靭性劣化を伴わない焼入
性向上効果がある。

Ｃｕは靭性を劣化させずに強度を上昇させ、０．１憾以
上特に１憾以上の添加により焼戻し時にＣｕの析出硬化
も加わり【強度上昇に著るしく効果的である。しかし１
．５１　ｔ−超える添加量になれば溶接する際溶接部に
熱間割れを出易くする。

Ｎｌは圧延後の焼入処理により下部ベイナイトやマルテ
ンサイト組織を得やすくし又靭性向上に効果があり、特
に断面厚みの大きい鋼材の場合断面中央部の焼入後の強
度全確保する上で重要なので０．２１以上含有せしめ石
ことか有効である。しかしながらＮｌヲ多量に添加して
もその効果が飽和するので上限ｋ　１．５　％にとどめ
た。

Ｃｒは焼入性および強度を確保する上で０．１１以上含
有せしめることが有効である。一方０．５４を超えると
炭化物が増加し靭性を劣化させる。したがって０．１〜
０．５１とする。

Ｍｏ１ｌ−ｉ降伏点全確保し、また焼戻脆化を防止する
ために添加することが有効で、あるが０．０５１未満で
はその効果が少（，０，６俤’ｉ超えると熱影響部の低
温靭性を劣化させる。

■はその析出硬化作用のため焼戻軟化を抑制し強度上昇
に有効であるが０．０１４未満ではその効果が少（０，
０５４’ｉ超えると靭性を劣化させ、さらに溶接割れの
発生を助長する。

Ｔ１はＮｔ−固定しＢｆｔ有効化させる性質を持つため
０．　ｏ　ｏ　ｓ　ｓ以上添加することが有効である。

しかしながらＴＩが０．０１％を超えると地鉄中に固溶
することがらυ著るしく靭性を劣化させる。

Ｃ＆又はＲＥＶは硫化物の形態制御を行い、圧延方向に
直角な方向の切欠靭性を向上させるため添加されること
が有効であるがそれぞれＱ、　００５　％、および０．
０２１を超えると表面および内部欠陥が多発する。なお
、本発明においてＲＥＭとは原子番号５７〜７１の希土
類元素およびＹｔ指す。

次に本発明における製造条件の限定についてその理由全
説明する。

先ず発明明和おいては鋼片を常温迄冷却することなく、
その表面から鋼片厚みの１７４迄の部位が４００〜８５
０℃の温°度となる迄冷却するものであるが冷却部位金
鋼片表面から鋼片厚みの１／４迄とし念のは、通常渠造
後の鋼材断面で表面か゛ら１／４迄の強度分布が異常に
大きいからである。この場合の冷却は自然放冷のままか
或いは鋼片の周辺から均等く水冷を行ってもよいが鋼片
厚みが大きい場合は鋼片表面側と中央部の温度差をつけ
るため水冷による強制冷却が好ましす。

また温度範囲１４００〜８５０℃の間としたのは、この
温度範囲において、鋼中に溶解していたＮｂがＮｂ炭・
窒化物として析出するからで６りて８５０℃超ではその
析出度合が小さく適正な水冷前の断面方向のＮｂ炭・窒
化物の温度分布にならず目的とする断面方向の強度の均
等な鋼材が製造出来ない。また４００℃未満に冷却され
れば一片全体の温度が低下して鋼片中央部にもＮｂ炭・
窒化物の過度の析出が起シ目的とする高強度が得られな
いためである。

なお、前述の部位がかかる温度範囲に達しているか否か
については鋼片表面および鋼片厚みの１７４の位置迄穿
孔した鋼片の熱電対による測温或いは熱伝達係数による
計算結果により判定される。

次に鋼片の再加熱均熱温度を９００〜１０５０℃にした
のｕ、９００℃未満では未析出Ｎｂの析出が引続いて起
り、後の焼戻時の析出硬化が減少し強度向上効果が失わ
れるからであり、１０５０℃超では一旦析出したＮｂ炭
・窒化物が再び溶解して目的とする鋼材が得られないた
めである。

次に本発明におい【は８００〜９２０℃間の温度におけ
る圧下量が２０俤以上になる迄圧延を行うものでおるが
、これはＮｂを含有する鋼の未再結晶域での圧下全充分
に行うためで９２０℃超の温度又は２０１未満の圧下量
では制御圧延としての効果が少く靭性の良好な鋼材が得
られないからである。

一方８００℃未満では成分によって４一部Ａｒ５点を下
根ることがあシ引続いて水冷する水冷開始温度の下限界
を切る可能性を生ずるからである。

なお圧下量の上限は特に定めないが本発明の目的とする
鋼材の所期の靭性を得るためにはほぼ７０憾程度迄が適
当である。

さらに水冷開始温度を鋼材表面温度Ｔ　（ＧがＴ≧Ｔｒ
−２１１ 但しＴｒ　＝９１０−３１０　ＸＣ（’＃−８０ＸＭｎ
（’１−２０　ＸＣｕ（ｌａ−１５ＸＣｒ（４１−５５
ＸＮＩ（＠８０ＸＭｏ（４）＋３５（ｔ−８）＋３０ｔ
：鋼材厚み（ｍ幻 になる時点と定めたのは、この温度未満の温度からの水
冷では、鋼材内部迄オーステナイト→フェライト変態開
始温度、つまり真のＡ　ｒ　３点よりも低い温度になる
可能性があシ、水冷による硬化組織を有効に得ることが
出来なくなるからである。

なお、ここでＴｒとはオーステナイト→７エライト変態
開始温度をやや上根る温度を表わすものであって鋼材の
化学組成、板厚の大きさによって変化する冷却速度など
により異なる値をとるものである。即ち、前記のＴｒｔ
−表わす式に見られる如く、Ｔｒ値はＣｅ　Ｍｎ　＋　
Ｃｕ　ｔ　Ｃｒ　＋　Ｎｌ　ｂよびＭ（Ｉの重量係含有
量および鋼材厚みｔ（ａｍ）に関する各項をＭするもの
であって、大内氏らが先に鉄と領Ｖｏｔ。

６７（１９８１）　Ａ　１の１４３頁において提示した
Ａｒ　ｓの計算式に３０℃を和したものである。この３
０’Ｃの意味するところは計算式に含まれてｈない制御
圧延時のＢ等の影響によるＡ　ｒ　ｓ点の上昇や工場に
おける生産時の余裕代を含めたもので水冷開始温度が鋼
材の中心で充分真のＡｒ、点上上の温度を確保するため
のものである。

また、水冷後復熱した後の鋼材表面温度が３５０℃以下
になる時点で水冷を停止するのは本発明のように鋳造後
常温に冷却することなく再加熱、圧延後水冷を行う場合
は水素による内部欠陥が生じることがあるために比較的
高い温度で水冷を止める必要があるからである。この場
合の水冷停止温度は３５０℃を超えると焼入変態に影ｓ
ｒおよぼし強度低下につながる。かかる理由によ１１３
５０℃以下に設定した。なお、復熱温度が３５０℃以下
であるか否か忙ついては鋼材の厚みと水冷する場合の水
冷開始温度、水量密度、等の画数として水冷時間の設定
が可能であり、測温は水冷後の表（２）の時間経過によ
る変化をとればよい口最後和発明明くおいては、前述の
如く冷却を行う念後７００℃以下の温度に焼戻すことで
あるが、これは硬化組織の軟化とそれに付随する高靭化
および特に鋼中央部のＮｂ炭・窒化物の析出による強化
を目的とするものであシ、工場における生産時の管理限
界上焼戻し温度がＡ　ｅ　４点を部分的にでも超えない
ようにするためく余裕をみて７００℃以下とした。

次に本発明の効果を実施例につきさらに具体的に説明す
る。

実施例 第１表に示す化学成分を有する鋼を溶製し、同表に示す
鋳造条件で連続鋳造、単独鋼片鋳造、又は普通造塊−分
塊圧延を行い、連続鋳造の場合は鋳造１１又は減厚圧延
徒歩くとも１１００℃に加熱されたままの状態から又鋼
塊−分塊法の場合は分塊圧延後の状態からそれぞれ冷却
し、第２表に示す製造条件に沿った製造を行い、各稽の
厚手断面の鋼材からその断面中心と表層部から引張試験
片と２０Ｖノ、チ衝撃試験片を採取し試験を行った。こ
れらの試験結果をｌＫ２表く示す。又第３表は水冷開始
温度設定の７４ラメータＴｒｔ参考に示す。

これらによると、本発明による鋼材Ａｌ〜２４はいずれ
も断面方向の強度差が小さく、強度、靭性も満足すべき
ものとなっていることがわかる。

これに対し、化学成分或いは鋳造条件の外れた鋼種扁３
０〜４３は断面方向の強度差が大であシ、また本発明に
規定する化学成分を外れたもののうち鋼種ｌ６２５〜２
７及び厘２９は強度不足、鋼種Ａ２８は靭性が劣ってお
シ、さらに本発明に規定する製造条件を外れたもののう
ち鋼種墓４２゜４４は強度不足、屋４５は靭性が劣るも
のとなっており鋼片の冷却途中で冷却を一旦停止する効
果や、Ｎｂの炭・窒化物の析出硬化を充ｇＫ利用し念効
来が発揮された本発明との差が明瞭に現れている。

又、本発明の限定条件を一部逸脱した条件を採用した場
合、同一の成分の鋼片を限定条件内で鋳造した場合に比
していずれも所期の目的を達成した鋼材になっていない
。又、本発明に規定する化学成分を逸脱する化学成分を
有する鋼について限定条件で製造した場合も同様である
。

即ち本発明において対象としている鋼は、本発明で規定
する条件に適合する場合にのみ鋳造し得ることが明らか
である。

（発明の効果） 以上の実施例からも明らかな如く、本発明によれば従来
法により得られた鋼と比べて靭性および溶接性忙すぐれ
しかも断面方向を含む強度の差が小さい厚手断面の鋼材
を従来法よシも省略した工程によシ得ることが可能とな
るものであり、産業上の効果は極めて顕著なものがある
。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 重量％でＣ０．０４〜０．１８％、Ｓｉ０．３５％以下
   、Ｍｎ０．６〜１．８％、Ｎｂ０．００５〜０．０４％
   、Ｔｏｔａｌ　Ａｌ０．０１〜０．０８％、Ｎ０．００
   ５％以下を夫夫含有し、さらに必要によりＢ０．０００
   ５〜０．００１５％、Ｃｕ０．１〜１．５％、Ｎｉ０．
   ２〜１．５％、Ｃｒ０．１０〜０．５％、Ｍｏ０．０５
   〜０．６％、Ｖ０．０１〜０．０５％、Ｔｉ０．００５
   〜０．０２％、Ｃａ０．００５％以下、ＲＥＭ０．０２
   ％以下の１種又は２種以上を含み、残部がＦｅおよび不
   可避的不純物から成る鋼を鋳造又は分塊圧延後、得られ
   た鋼片をその表面から鋼片厚の１／４迄の部位が４００
   〜８５０℃の温度になる迄冷却し、次いで９００〜１０
   ５０℃に加熱、均熱したのち、８００〜９２０℃間での
   圧下量が２０％以上になる迄圧延し、次いで得られた鋼
   材の表面温度Ｔ（℃）がＴ≧Ｔｒ−２０になる時点で水
   冷を開始し鋼材表面の水冷後復熱温度が３５０℃以下に
   なる時点で水冷を停止し、その後７００℃以下の温度に
   加熱して焼戻すことを特徴とする降伏点４２ｋｇｆ／ｍ
   ｍ＾２以上９０ｋｇｆ／ｍｍ＾２未満の厚手断面の高靭
   性鋼材の製造法。 但しＴｒ＝９１０−３１０×Ｃ（％）−８０×Ｍｎ（％
   ）−２０×Ｃｕ（％）−１５×Ｃｒ（％）−５５×Ｎｉ
   （％）−８０×Ｍｏ（％）＋３５（ｔ−８）＋３０ｔ；
   鋼材厚み（ｍｍ）