JPH108132A

JPH108132A - 靭性に優れた厚鋼板の製造方法

Info

Publication number: JPH108132A
Application number: JP15386996A
Authority: JP
Inventors: Takeshi Ichinose; 威一ノ瀬; Hideji Okaguchi; 秀治岡口
Original assignee: Sumitomo Metal Industries Ltd
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1996-06-14
Filing date: 1996-06-14
Publication date: 1998-01-13

Abstract

(57)【要約】【課題】異方性の小さい靭性に優れた厚鋼板を高い生産
性の下に製造する方法を提供する。【解決手段】少なくとも特定量の C、Mn、Ti、Al、 Oを
含み、且つ、下記〜を満足する酸化物粒子が10個/m
m²以上分散した鋼塊を1100℃以上に加熱後、直接、又は
1100℃以下の累積圧下率が30％以下で仕上げ温度が900
℃以上である圧延を行ってから、2 〜50℃／秒の冷却速
度で550 ℃以下の温度まで冷却する。鋼塊は下記、
、を満たす酸化物粒子、又は、〜を満たす酸化
物粒子並びに、、を満たす酸化物粒子が、10個/m
m²以上分散したものでも良い。：酸化物中の全金属元
素に占める各金属元素をat％表示する時、Ti＋Mn＋Al＞
70at％、Ti＋Mn＋Al＝100 at％とする時（以下同
じ）、Ti＋Mn≧80at％、50at％≧Mn≧ 7at％、Al＋
Mn≧40at％、 1≦Al／Mn≦5 。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、靭性に優れた厚鋼
板の製造方法に関し、特に橋梁、造船、圧力容器、低温
用貯蔵容器、ラインパイプや海洋構造物などの各種鋼構
造物に使用される靭性に優れた厚鋼板、なかでも、均質
で異方性の小さい強靭厚鋼板を、高い生産性の下に製造
する方法に関する。

【０００２】

【従来の技術】近年、各種の鋼構造物の使用環境が過酷
化するに伴い、その素材として使用される各種の鋼板、
特に厚鋼板には高い靭性が要求されるようになってき
た。

【０００３】厚鋼板、なかでも低合金鋼からなる厚鋼板
において、従来、高い靭性が求められる場合には、熱間
で制御圧延を行ってオーステナイト粒を微細化したり、
鋼にＮｂを添加することで再結晶温度を高め、その上で
制御圧延と制御冷却を組み合わせて微細な組織を得る方
法が一般に行われてきた。

【０００４】例えば、特開昭５７−１３１３２０号公報
には、Ｎｂを含有した特定の化学組成を有する鋼に制御
圧延と制御冷却を施す「低温靭性に優れた高張力鋼板の
製造方法」が開示されている。

【０００５】しかしながら、制御圧延を行う場合には圧
延機に大きな負荷がかかるため、強力な圧延設備を設け
る必要があって、膨大な設備投資を要する。更に、作業
能率が著しく低下するため、生産性が極めて低くなる。
しかも厚み（以下、板厚ともいう）の極めて厚い鋼板に
対して、その板厚中心部まで充分に細粒化することは容
易ではない。又、たとえ板厚中心部まで細粒化できた場
合でも、機械的特性の異方性が生ずるという問題は避け
られないものである。

【０００６】一方、制御圧延することなしに厚鋼板に高
い靭性を具備させるために、鋼を例えば１０００℃のよ
うな低温で加熱した後に圧延することによって、オース
テナイト粒を細粒化することも試みられてきた。しか
し、低温加熱は加熱炉の能率を下げてしまうので生産面
で極めて不利である。更に、厚鋼板に対して所望の強度
を確保させ難いという問題がある。これらの理由から、
鋼を低温加熱後に圧延することで厚鋼板に高い靭性を付
与させようとする方法も実生産に適しているとは言い難
い。

【０００７】

【発明が解決しようとする課題】本発明の課題は、制御
圧延や低温加熱による圧延を行うことなしに、靭性に優
れた厚鋼板、なかでも均質で異方性の小さい強靭厚鋼板
を、高い生産性の下に製造する方法を提供することにあ
る。

【０００８】

【課題を解決するための手段】本発明者らは、上記の課
題を解決するために、先ず次の事実に着目した。

【０００９】（ａ）鋼板、なかでも厚鋼板に高い靭性を
付与するための組織微細化に制御圧延が必要となるの
は、オーステナイト粒を微細化する必要があるからで、
それは、オーステナイト−フェライト変態時にオーステ
ナイト粒界もしくは亜粒界がフェライト析出の起点とな
るからである。

【００１０】（ｂ）分散酸化物から粒内アシキュラーフ
ェライト（以下、「粒内アシキュラーフェライト」を
「ＡＦ」という）が析出した溶接金属の場合は、オース
テナイト粒は非常に粗大であるにも拘らず、低温靭性は
極めて良好である。これは、ＡＦが粗大なオーステナイ
ト粒を分断して、脆性へき開破壊時の破面単位を小さく
することに基づく。

【００１１】この２点から、鋼塊に酸化物を分散させて
おき、この分散酸化物粒子からＡＦを析出させれば、制
御圧延や低温加熱後の圧延によるオーステナイト粒の微
細化に頼ることなく、ＡＦのオーステナイト粒分断化作
用によって高靭性厚鋼板を製造できることが期待され
る。

【００１２】しかしながら、溶接金属とは異なり、厚鋼
板中の酸素量は１００ｐｐｍに満たない微量である。こ
のため、上記した効果を発揮させ得る酸化物の分散状態
とすることは困難であった。

【００１３】本発明者らは、この困難を克服するため
に、鋼の脱酸条件を調整することによって、鋼中酸化物
の組成を様々に変化させた鋼塊を作製して試験を繰り返
した。その結果、上記した効果を発現する酸化物は、特
定の酸化物組成を有するものであり、その組成の酸化物
を鋼中に分散させた場合に限って、厚鋼板に優れた靭性
を付与できることが分かった。

【００１４】本発明は、上記した酸化物の適正な組成、
鋼塊を熱間で加工する際の加熱及び加工の条件、並びに
冷却条件を検討することによって完成された。

【００１５】ここに、本発明は、下記（１）〜（３）に
示す靭性に優れた厚鋼板の製造方法を要旨とする。

【００１６】（１）少なくとも重量％で、Ｃ：０．０１
〜０．２５％、Ｍｎ：０．３〜３％、Ｔｉ：０．００３
〜０．０３％、Ａｌ：０．０２％以下、Ｏ：０．００１
〜０．００７％を含み、且つ、下記の条件〜を満足
する酸化物粒子が１０個／ｍｍ² 以上分散した鋼塊を、
１１００℃以上の温度域の温度に加熱した後、直接に、
あるいは１１００℃以下の温度域での累積圧下率が３０
％未満で仕上げ温度が９００℃以上である熱間圧延を行
ってから、Ａｒ₃ 点以上の温度から２〜５０℃／秒の冷
却速度で５５０℃以下の温度域の温度まで冷却すること
を特徴とする靭性に優れた厚鋼板の製造方法。

【００１７】酸化物を構成する全金属元素の中に占め
る各金属元素の割合を原子％で表示し、Ｔｉ（原子％）
＋Ｍｎ（原子％）＋Ａｌ（原子％）＋［他の金属元素］
（原子％）＝１００原子％とする時、Ｔｉ（原子％）＋Ｍｎ（原子％）＋Ａｌ（原子％）＞７
０原子％酸化物を構成する全金属元素の中のＴｉ、Ｍｎ及びＡ
ｌについて、Ｔｉ（原子％）＋Ｍｎ（原子％）＋Ａｌ
（原子％）＝１００原子％とする時、Ｔｉ（原子％）＋Ｍｎ（原子％）≧８０原子％酸化物を構成する全金属元素の中のＴｉ、Ｍｎ及びＡ
ｌについて、Ｔｉ（原子％）＋Ｍｎ（原子％）＋Ａｌ
（原子％）＝１００原子％とする時、５０原子％≧Ｍｎ（原子％）≧７原子％（２）少なくとも重量％で、Ｃ：０．０１〜０．２５
％、Ｍｎ：０．３〜３％、Ｔｉ：０．００３〜０．０３
％、Ａｌ：０．０２％以下、Ｏ：０．００１〜０．００
７％を含み、且つ、下記の条件、及びを満足する
酸化物粒子が１０個／ｍｍ² 以上分散した鋼塊を、１１
００℃以上の温度域の温度に加熱した後、直接に、ある
いは１１００℃以下の温度域での累積圧下率が３０％未
満で仕上げ温度が９００℃以上である熱間圧延を行って
から、Ａｒ₃ 点以上の温度から２〜５０℃／秒の冷却速
度で５５０℃以下の温度域の温度まで冷却することを特
徴とする靭性に優れた厚鋼板の製造方法。

【００１８】酸化物を構成する全金属元素の中に占め
る各金属元素の割合を原子％で表示し、Ｔｉ（原子％）
＋Ｍｎ（原子％）＋Ａｌ（原子％）＋［他の金属元素］
（原子％）＝１００原子％とする時、Ｔｉ（原子％）＋Ｍｎ（原子％）＋Ａｌ（原子％）＞７
０原子％酸化物を構成する全金属元素の中のＴｉ、Ｍｎ及びＡ
ｌについて、Ｔｉ（原子％）＋Ｍｎ（原子％）＋Ａｌ
（原子％）＝１００原子％とする時、Ａｌ（原子％）＋Ｍｎ（原子％）≧４０原子％酸化物を構成する全金属元素の中のＴｉ、Ｍｎ及びＡ
ｌについて、Ｔｉ（原子％）＋Ｍｎ（原子％）＋Ａｌ
（原子％）＝１００原子％とする時、１≦｛Ａｌ（原子％）／Ｍｎ（原子％）｝≦５（３）少なくとも重量％で、Ｃ：０．０１〜０．２５
％、Ｍｎ：０．３〜３％、Ｔｉ：０．００３〜０．０３
％、Ａｌ：０．０２％以下、Ｏ：０．００１〜０．００
７％を含み、且つ、下記の条件〜を満足する酸化物
粒子、並びに、条件、及びを満足する酸化物粒子
が、１０個／ｍｍ² 以上分散した鋼塊を、１１００℃以
上の温度域の温度に加熱した後、直接に、あるいは１１
００℃以下の温度域での累積圧下率が３０％未満で仕上
げ温度が９００℃以上である熱間圧延を行ってから、Ａ
ｒ₃ 点以上の温度から２〜５０℃／秒の冷却速度で５５
０℃以下の温度域の温度まで冷却することを特徴とする
靭性に優れた厚鋼板の製造方法。

【００１９】酸化物を構成する全金属元素の中に占め
る各金属元素の割合を原子％で表示し、Ｔｉ（原子％）
＋Ｍｎ（原子％）＋Ａｌ（原子％）＋［他の金属元素］
（原子％）＝１００原子％とする時、Ｔｉ（原子％）＋Ｍｎ（原子％）＋Ａｌ（原子％）＞７
０原子％酸化物を構成する全金属元素の中のＴｉ、Ｍｎ及びＡ
ｌについて、Ｔｉ（原子％）＋Ｍｎ（原子％）＋Ａｌ
（原子％）＝１００原子％とする時、Ｔｉ（原子％）＋Ｍｎ（原子％）≧８０原子％酸化物を構成する全金属元素の中のＴｉ、Ｍｎ及びＡ
ｌについて、Ｔｉ（原子％）＋Ｍｎ（原子％）＋Ａｌ
（原子％）＝１００原子％とする時、５０原子％≧Ｍｎ（原子％）≧７原子％酸化物を構成する全金属元素の中のＴｉ、Ｍｎ及びＡ
ｌについて、Ｔｉ（原子％）＋Ｍｎ（原子％）＋Ａｌ
（原子％）＝１００原子％とする時、Ａｌ（原子％）＋Ｍｎ（原子％）≧４０原子％酸化物を構成する全金属元素の中のＴｉ、Ｍｎ及びＡ
ｌについて、Ｔｉ（原子％）＋Ｍｎ（原子％）＋Ａｌ
（原子％）＝１００原子％とする時、１≦｛Ａｌ（原子％）／Ｍｎ（原子％）｝≦５ここで、「鋼塊」とは圧延、鍛造、押し出しなどの各工
程に供給される素材のことを言い、連続鋳造で製造さ
れ、分塊工程を省略して次の工程に供給される鋳片（連
鋳鋼片）をも含む。また、「厚鋼板」とは熱間圧延によ
って製造された厚み３．０ｍｍ以上の鋼板だけではな
く、後の実施例で示すような連続鋳造後の連鋳鋼片を加
熱・冷却しただけのものをも含む（表５の本発明例の鋼
7参照）。

【００２０】なお、「圧下率」とは「厚み減少率（厚み
の減少量の、圧下前の厚みに対する割合）」のことを、
又、温度及び冷却速度はそれぞれ被処理材の表面におけ
る温度と冷却速度のことを指す。

【００２１】以下において、上記（１）〜（３）に記載
のものをそれぞれ（１）〜（３）の発明という。

【００２２】

【発明の実施の形態】以下に、本発明の各要件について
詳しく説明する。

【００２３】（Ａ）酸化物先ず、酸化物が満たすべき条件について説明する。

【００２４】図１は、本発明が規定する酸化物の組成範
囲を３元表示によって表した図面である。領域Ａは、直
線１、２及び３によって囲まれており、（２）の発明及
び（３）の発明に挙げた組成範囲、すなわち酸化物組成
についての条件及びを同時に満たす範囲である。ま
た、領域Ｂは、直線４、５及び６によって囲まれ、
（１）の発明及び（３）の発明に挙げた組成範囲、すな
わち酸化物組成についての条件及びを同時に満たす
範囲である。条件は、後述するが、Ａｌ、Ｔｉ及びＭ
ｎのいずれでもない金属元素が酸化物に含まれたとき、
Ａｌ、Ｔｉ及びＭｎが満たすべき条件である。

【００２５】なお、図１に記載された「atomic ratio
」は「原子数比」を表し、これを１００倍すると「原
子％」となる。これは、後述する図３〜８においても同
じである。

【００２６】領域Ａは、Ａｌ、Ｍｎ及びＴｉを主要な構
成元素とする酸化物で、Galaxite（Ａｌ₂ ＭｎＯ₄ ）は
この領域に属する。なお、本明細書において酸化物の組
成に言及する場合には、酸素は省略することとする。

【００２７】領域Ｂも、Ａｌ、Ｍｎ及びＴｉを主要な構
成元素とする酸化物で、領域ＡよりもＴｉの比率の高い
組成の領域を含む。

【００２８】領域Ａ及びＢに共通する物性として、絶縁
体であるＡｌ₂ Ｏ₃ やＴｉ₂ Ｏ₃ に比べて、極めて高い
電気伝導度をもつことが挙げられる。領域Ａ及びＢ以外
の領域Ｃ、Ｄ、Ｅ、Ｆ及びＧの領域では、酸化物の電気
伝導度は小さい。したがって、組成以外に電気伝導度に
よっても、本発明に係る酸化物は特定でき、本発明に係
る酸化物の電気伝導度は、室温で１．０〜１０（Ωｃ
ｍ）^-1あるいはそれ以上にも達するのに対して、例えば
領域Ｆのそれは１０^-2（Ωｃｍ）^-1以下である。

【００２９】本発明者らは、経験的に、高い電気伝導度
を有する酸化物は、フェライト又はＡＦの発生核として
作用するという事実を確認しており、本発明における酸
化物の組成範囲はこの事実と矛盾しない。ＡＦほど効果
的ではないが、フェライト、特に粒内にある酸化物から
生成するフェライトには、組織の分断化作用があり、靭
性の向上に効果がある。

【００３０】領域Ｂの組成範囲の酸化物は、単独で分散
している場合もあるが、領域Ａの組成範囲の酸化物と複
合して複合粒子を形成している場合もある。どちらの場
合にも、酸化物粒子は、フェライト核及び／又はＡＦ核
として機能する。

【００３１】以下、領域Ａの組成を有する酸化物粒子
を、「Ａ粒子」という。領域Ｂ、領域Ｃなどの組成を有
する酸化物粒子も、これに準じて、「Ｂ粒子」、「Ｃ粒
子」などという。又、上記した複合粒子を「複合（Ａ＋
Ｂ）粒子」と記す。（３）の発明では、「複合（Ａ＋
Ｂ）粒子」も酸化物粒子としてカウントの対象となる。
カウントは、後記する方法で行う。

【００３２】「Ｂ粒子」又は「複合（Ａ＋Ｂ）粒子」
に、図１に示す組成範囲の「Ｅ粒子」もしくは「Ｃ粒
子」が付着する場合もあるが、この場合でも、これら複
合粒子（上記の表記法によれば「複合（Ｂ＋Ｅ）粒子」
もしくは「複合（Ａ＋Ｂ＋Ｅ）粒子」など）は、フェラ
イト及び／又はＡＦの発生核として機能する。しかし、
「Ｅ粒子」と「Ｃ粒子」は単独では、フェライト及び／
又はＡＦの核として機能せず、望ましい結果を得ること
はできない。

【００３３】「Ｆ粒子」及び「Ｇ粒子」に関しては、図
１からも明らかなように、これら粒子を鋼中に形成する
のにＡｌ量を抑えてＭｎ量を過度に高める必要がある。
このため、鋼中の全酸素量が高くなり、靭性が劣化して
しまう。

【００３４】「Ｄ粒子」は、理由は不明であるが、鋼中
に再現性良く形成させることが難しかった。このため、
本発明の範囲からは外した。

【００３５】「Ａ粒子」及び「Ｂ粒子」の組成範囲の境
界を定める直線１、２、３、４、５及び６は、膨大な実
験の結果定められたものである。これらによって定めら
れる範囲を超えた範囲にあるものは、上記した特別の理
由を除いて、ＡＦ及び／又はフェライトの発生核として
働かないか、その作用が弱い。

【００３６】次に、「Ａ粒子」及び／又は「Ｂ粒子」を
得るための精錬条件について説明する。

【００３７】Ａｌ、Ｔｉ及びＭｎのＯ（酸素）との親和
力、つまり脱酸力はＡｌが最も大きく、次いでＴｉ、Ｍ
ｎの順である。このため、Ａｌを添加して溶存酸素濃度
を充分に下げた後でＴｉやＭｎを添加しても、ＴｉやＭ
ｎは酸化物を形成しないので、酸化物中にＴｉやＭｎは
含有されない。一方、最初にＴｉを添加して溶存酸素濃
度を充分に下げた場合には、この後でＭｎやＡｌを添加
してもＭｎはＭｎは酸化物を形成しないので、Ｍｎを酸
化物中に含有させることはできず、又、Ａｌも酸化物中
に含有させ難くなる。

【００３８】したがって、Ｍｎ、Ｔｉ及びＡｌを、ほぼ
同時に溶鋼の最終脱酸に寄与させることが重要となる。

【００３９】このため、「Ａ粒子」及び／又は「Ｂ粒
子」を鋼中に形成させるためには、例えば、鋳込み直前
の溶鋼の組成として、約１％のＭｎ量及び約０．０１％
のＴｉ量とした後、鋳込み直前に微量のＡｌを供給（添
加）し、鋳込み、凝固させる。ここで重要なことは、微
量のＡｌを溶鋼に含有させた後、溶鋼中にはなお１０ｐ
ｐｍ程度の溶存酸素が確保されるようにしなければなら
ないことである。このような処理を行えば、充分な量の
「Ａ粒子」及び／又は「Ｂ粒子」が形成され、Ｔｉ量、
Ａｌ量及びＭｎ量の割合に応じて、「Ａ粒子」と「Ｂ粒
子」の形成量の割合が変化することとなる。

【００４０】なお、Ａｌを予備脱酸での大まかな酸素コ
ントロールに使うこともできる。しかし、予備脱酸での
Ａｌ脱酸は、その後鋳込み直前にＡｌを溶鋼に微量添加
してなお１０ｐｐｍ程度の酸素が溶鋼中に残存する程度
にとどめておかなければならない。

【００４１】ところで、従来のＡｌキルド鋼における技
術思想は、ＡｌによりＯを酸化物として固定し、浮上さ
せて除去するものであった。このため、「Ａ粒子」及び
／又は「Ｂ粒子」が形成される条件が満足されることは
なかった。Ｔｉ脱酸鋼でも、Ａｌを上記した範囲に制御
することはなかったので、同様に「Ａ粒子」及び／又は
「Ｂ粒子」が形成される条件が満たされることはなかっ
た。

【００４２】上記した鋳込み直前のＡｌ添加に至る予備
脱酸の段階で、Ａｌ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｙ、Ｚｒ、Ｈｆなど
の脱酸元素を添加することは、鋳込み直前のＡｌ添加の
際、これらの元素の溶鋼中の溶存量が５ｐｐｍ以下で、
実質上不純物として取り扱える範囲内であれば許容され
る。この場合には、鋳込み直前に微量のＡｌを添加した
後に、なお１０ｐｐｍ程度の溶存酸素を確保できるから
である。

【００４３】「Ｂ粒子」は、Ａｌを含有しないものは、
安定して鋼中に分散しない傾向がある。このため、Ａｌ
を０．５原子％（酸化物中のＡｌ、Ｔｉ及びＭｎの和に
対する原子％をいう。すなわち、原子％で、Ａｌ（原子
％）＋Ｔｉ（原子％）＋Ｍｎ（原子％）＝１００原子％
とした場合の０．５原子％）以上は、含有していること
が好ましい。しかし、フェライト及び／又はＡＦの発生
の核はともかく、オーステナイト粒の微細化には、０．
５原子％未満でも有効なので、Ｂ粒子の範囲にＡｌ量の
下限は設けない。

【００４４】厚鋼板中で酸化物を構成する金属元素に
は、Ａｌ、Ｔｉ及びＭｎのほかに、Ｃａ、Ｍｇ、Ｙ、Ｚ
ｒ、Ｈｆなどがある。これらのＡｌ、Ｔｉ及びＭｎ以外
の元素（以下、「Ａｌなどを除く元素」という）が、酸
化物として鋼中に存在する場合は以下の３通りである。

【００４５】（ａ）「Ａ粒子」又は「Ｂ粒子」に固溶状
態で存在する。

【００４６】（ｂ）「Ａ粒子」又は「Ｂ粒子」以外の酸
化物を形成して「Ａ粒子」又は「Ｂ粒子」と複合粒子を
形成する。

【００４７】（ｃ）「Ａ粒子」又は「Ｂ粒子」以外の酸
化物を形成して「Ａ粒子」又は「Ｂ粒子」と分離して存
在する。

【００４８】（ａ）の状態について、Ａｌ、Ｔｉ、Ｍｎ
及びＡｌなどを除く元素を加算して、Ａｌなどを除く元
素は、３０原子％（原子％で、Ａｌ（原子％）＋Ｔｉ
（原子％）＋Ｍｎ（原子％）＋［Ａｌなどを除く元素＝
他の金属元素］（原子％）＝１００原子％とした場合の
３０原子％）以下までは許容される。Ａｌなどを除く元
素が３０原子％以下であれば、「Ａ粒子」及び「Ｂ粒
子」について本発明の条件が満足される限り、効果が発
揮することは確認された。Ａｌなどを除く元素が、「Ａ
粒子」又は「Ｂ粒子」中で３０原子％以下まで許容され
ること、すなわちＡｌ（原子％）＋Ｔｉ（原子％）＋Ｍ
ｎ（原子％）が７０原子％を超えることは、（１）〜
（３）の発明に挙げた酸化物に関する条件の内容に対
応する。

【００４９】図２は、Ａｌ、Ｔｉ及びＭｎに加えて、Ｃ
ａ、Ｍｇなどの「Ａｌなどを除く元素」も含めた４元表
示において、本発明に係る「Ａ粒子」及び「Ｂ粒子」の
組成範囲を示す図面である。図２中の平面７（斜線部）
が上記の条件の境界を定める。

【００５０】Ａｌなどを除く元素が酸化物として鋼中に
存在する状態が、前記の（ｂ）及び（ｃ）の場合であっ
ても、「Ａ粒子」及び「Ｂ粒子」の組成が上記した範囲
内であり、分散密度が「Ａ粒子」及び／又は「Ｂ粒子」
について１０個／ｍｍ² 以上であれば良い。

【００５１】酸化物の分散密度は、凝固時の冷却速度で
調整することが可能である。前記冷却速度が大きいほど
分散密度は増える傾向にある。大型鋼塊の場合には、前
記の冷却速度を大きくすることが難しくなるので、分散
密度は減少する傾向を示す。

【００５２】充分な靭性を確保するためには、分散密度
として１０個／ｍｍ² 以上を必要とする。上記した条件
によって、鋳込み直前の処理をし、その後鋳込み（鋳
造）を行って凝固させれば、分散密度１０個／ｍｍ² を
得ることは容易である。

【００５３】「Ａ粒子」もしくは「Ｂ粒子」、又は「複
合（Ａ＋Ｂ）粒子」が、１０個／ｍｍ² であることは、
以下に示す測定により決められる。

【００５４】鋼塊断面の研磨した任意の１ｍｍ×１ｍｍ
の正方形の部分を試料表面に定め（けがき針などでけが
く）、１００倍の光学顕微鏡視野中でおよその酸化物分
布を把握して、各酸化物についてＥＤＸ（エネルギー分
散型Ｘ線分析装置）により、金属元素の組成を決める。
分析機能を備えた電子顕微鏡で抽出レプリカなどを観察
して析出物の組成を測定する場合にも、分析はＥＤＸで
なされるので、基本的には本測定法が適用される。この
方法に限らず、別の測定方法を適用してもよい。

【００５５】このような測定を、任意の１ｍｍ×１ｍｍ
の正方形の部分に対して５回行い、３回以上で「Ａ粒
子」あるいは「Ｂ粒子」又は「複合（Ａ＋Ｂ）粒子」が
１０個以上あれば、１０個以上とした。また、「複合
（Ａ＋Ｂ）粒子」は、「Ａ粒子」１個且つ「Ｂ粒子」１
個としてカウントする。

【００５６】（Ｂ）鋼の化学組成次に、酸化物粒子も含めた鋼全体の化学組成について説
明する。以下の化学組成についての説明では、化学元素
の含有量の「％」はいずれも「重量％」での表示とす
る。又、酸化物を構成する金属元素であっても、ここで
表示する「％」は、鋼全体における「重量％」を表す。

【００５７】本発明が対象とする鋼は、少なくとも、
Ｃ：０．０１〜０．２５％、Ｍｎ：０．３〜３％、Ｔ
ｉ：０．００３〜０．０３％、Ａｌ：０．０２％以下、
Ｏ：０．００１〜０．００７％を含んだものでなければ
ならない。これは、下記の理由による。

【００５８】Ｃ：Ｃは、強度確保に必要な元素であり、
０．０１％以上を含有させなければ実用的な強度を有す
る鋼を生産することはできない。一方、Ｃは脱酸元素で
あるため、酸化物の形成を阻害し、特にその含有量が
０．２５％を超えると、Ｍｎを含む酸化物粒子の形成を
著しく阻害してしまう。このため、Ｃ量の範囲を、０．
０１〜０．２５％とした。

【００５９】Ｍｎ：Ｍｎは、強度確保に必要であり、且
つ予備脱酸や本発明で利用する酸化物の形成にも必要で
ある。しかし、その含有量が０．３％未満ではこれらの
効果を得ることができない。一方、３％を超えると溶接
熱影響部の靭性が大幅に劣化してしまう。したがって、
Ｍｎの含有量を０．３〜３％とした。

【００６０】Ｔｉ：Ｔｉは、酸化物粒子の構成元素とし
て、又、高温延性を高めて連続鋳造で製造される鋼塊の
ひび割れを防止するのに必要である。しかし、その含有
量が０．００３％未満ではこれらの効果が得られない。
一方、０．０３％を超えると、ＡＦ及び／又はフェライ
ト核の発生には効かないＴｉ₂ Ｏ₃ を増やし、靭性を劣
化させる。このため、Ｔｉの含有量を０．００３〜０．
０３％とした。

【００６１】Ａｌ：上記したように、Ａｌを含まない
「Ｂ粒子」も本発明の酸化物粒子として有効であるた
め、Ａｌの下限は特に定めない。しかし、ほとんど全て
の酸化物粒子はＡｌを含むので、Ａｌは原則的には添加
する。しかし、その含有量が０．０２％を超えると、酸
化物としてアルミナ（Ａｌ₂ Ｏ₃ ）が大部分となる。こ
のため、Ａｌの含有量を０．０２％以下とした。

【００６２】Ｏ：酸化物粒子を形成させるためには、Ｏ
を０．００１％以上含有させる必要がある。一方、Ｏの
含有量が０．００７％を超えると、Ａｌ、Ｔｉなどによ
って充分にＯを固定しても、清浄度が劣化して、実用的
な靭性を得ることができない。したがって、Ｏの含有量
を０．００１〜０．００７％とした。

【００６３】本発明の対象とする鋼が、ベース成分であ
るＦｅと不可避不純物、及び上記のＣ〜Ｏ以外の成分を
含む場合については、以下に述べるように、Ｓｉ：０．
６％以下、Ｂ：０．００３％以下、Ｃｕ：２％以下、Ｎ
ｉ：３％以下、Ｃｒ：１．５％以下、Ｍｏ：１．５％以
下、Ｎｂ：０．５％以下、Ｖ：０．５％以下、Ｚｒ：
０．０２％以下、Ｃａ：０．００４％以下、Ｍｇ：０．
００４％以下、Ｈｆ：０．０２％以下、Ｙ：０．０２％
以下及び希土類元素（以下、Ｒｅｍという）：０．０２
％以下とすることが好ましい。

【００６４】Ｓｉ：Ｓｉは添加しなくても良い。添加す
れば、溶鋼の予備脱酸に有効であるので、Ｓｉで予備脱
酸する場合は添加しても良い。しかしながら、Ｓｉの含
有量が０．６％を超えると、溶接熱影響部における島状
マルテンサイトの生成を助長して靭性に悪影響を及ぼ
す。したがって、Ｓｉを添加する場合には、その含有量
を０．６％以下とするのが良い。

【００６５】Ｂ：Ｂは添加しなくても良い。添加すれば
オーステナイト粒界からのフェライト変態を抑制して焼
入れ性を向上させ、強度を高める作用がある。この効果
を確実に得るには、Ｂは０．００００５％以上の含有量
とすることが好ましい。しかし、その含有量が０．００
３％を超えると靭性が劣化する。このため、Ｂを添加す
る場合には、０．００３％以下の含有量とするのが良
い。

【００６６】Ｃｕ：Ｃｕは、添加しなくても良い。添加
すれば、靭性を劣化させずに強度を上昇させることがで
きる。更に、適正量までであれば焼入れ性が向上しＡＦ
の析出を促進する作用も有する。これらの効果を確実に
得るには、Ｃｕは０．１％以上の含有量とすることが好
ましい。しかし、その含有量が２％を超えると、却って
靭性の劣化をきたし、更に、熱間での加工の際、表面に
微小な割れを発生させてしまう。したがって、Ｃｕを添
加する場合には、その含有量を２％以下とするのが良
い。

【００６７】Ｎｉ：Ｎｉは、添加しなくても良い。添加
すれば、鋼そのもの（地鉄）の靭性を向上させることが
できる。更に、適正量までであれば焼入れ性が向上しＡ
Ｆの析出を促進する作用も有する。これらの効果を確実
に得るには、Ｎｉは０．１％以上の含有量とすることが
好ましい。しかし、その含有量が３％を超えると、却っ
て靭性の劣化をきたし、更に、合金コストの上昇の割に
は靭性が向上しないので経済的に不利である。したがっ
て、Ｎｉを添加する場合には、その含有量を３％以下と
するのが良い。

【００６８】Ｃｒ：Ｃｒも添加しなくても良い。添加す
れば、強度を上昇し、適正量までであれば焼入れ性が向
上しＡＦの析出を促進する作用も有する。これらの効果
を確実に得るには、Ｃｒは０．０５％以上の含有量とす
ることが好ましい。しかし、その含有量が１．５％を超
えると、却って靭性の劣化をきたし、更に、溶接熱影響
部に硬化した組織を形成し靭性を劣化させてしまう。し
たがって、Ｃｒを添加する場合には、１．５％以下の含
有量とするのが良い。

【００６９】Ｍｏ：Ｍｏは添加しなくても良い。添加す
れば、焼入れ性を高め、強度の上昇に有効である。更
に、適正量までであればＡＦの析出を促進する作用も有
する。これらの効果を確実に得るには、Ｍｏは０．０５
％以上の含有量とすることが好ましい。しかし、その含
有量が１．５％を超えると、却って溶接熱影響部の靭性
を劣化させてしまう。したがって、Ｍｏを添加する場合
には、その含有量を１．５％以下とするのが良い。

【００７０】Ｎｂ：Ｎｂは添加しなくても良い。添加す
れば、組織の微細化、焼入れ性の向上及び析出硬化によ
る強度上昇に有効である。更に、適正量までであればＡ
Ｆの析出を促進する作用も有する。これらの効果を確実
に得るには、Ｎｂは０．００５％以上の含有量とするこ
とが好ましい。しかし、その含有量が０．２５％を超え
ると、却って靭性の劣化をもたらす。したがって、Ｎｂ
を添加する場合には、その含有量を０．２５％以下とす
るのが良い。

【００７１】Ｖ：Ｖは添加しなくても良い。添加すれ
ば、、焼入れ性の向上及び析出硬化による強度上昇に有
効である。更に、適正量までであればＡＦの析出を促進
する作用も有する。これらの効果を確実に得るには、Ｖ
は０．００５％以上の含有量とすることが好ましい。し
かし、その含有量が０．５％を超えると、却って靭性の
著しい劣化をもたらす。したがって、Ｖを添加する場合
には、０．５％以下の含有量とするのが良い。

【００７２】Ｚｒ：Ｚｒは添加しなくても良い。Ａｌな
どの添加に先だって溶鋼に添加すれば、「Ａ粒子」、
「Ｂ粒子」や「複合（Ａ＋Ｂ）粒子」の分散密度を増す
ことができる。更に、過剰なＳを硫化物として固定する
効果も得られる。これらの効果を確実に得るには、Ｚｒ
は０．００１％以上の含有量とすることが好ましい。し
かし、その含有量が０．０２％を超えると、「Ａ粒子」
あるいは「Ｂ粒子」又は「複合（Ａ＋Ｂ）粒子」が得ら
れないし、鋼の清浄度も大きく低下してしまう。したが
って、Ｚｒを添加する場合には、０．０２％以下の含有
量とするのが良い。

【００７３】Ｃａ：Ｃａは添加しなくても良い。Ａｌな
どの添加に先だって溶鋼に添加すれば、「Ａ粒子」、
「Ｂ粒子」や「複合（Ａ＋Ｂ）粒子」の分散密度を増す
ことができる。更に、過剰なＳを硫化物として固定する
効果も得られる。これらの効果を確実に得るには、Ｃａ
は０．００１％以上の含有量とすることが好ましい。し
かし、その含有量が０．００４％を超えると、「Ａ粒
子」あるいは「Ｂ粒子」又は「複合（Ａ＋Ｂ）粒子」が
得られないし、鋼の清浄度も大きく低下してしまう。し
たがって、Ｃａを添加する場合には、その含有量を０．
００４％以下とするのが良い。

【００７４】Ｍｇ：Ｍｇは添加しなくても良い。Ａｌな
どの添加に先だって溶鋼に添加すれば、「Ａ粒子」、
「Ｂ粒子」や「複合（Ａ＋Ｂ）粒子」の分散密度を増す
ことができる。この効果を確実に得るには、Ｍｇは０．
０００１％以上の含有量とすることが好ましい。しか
し、その含有量が０．００４％を超えると、「Ａ粒子」
あるいは「Ｂ粒子」又は「複合（Ａ＋Ｂ）粒子」が得ら
れないし、鋼の清浄度も大きく低下してしまう。したが
って、Ｍｇを添加する場合には、０．００４％以下の含
有量とするのが良い。

【００７５】Ｈｆ：Ｈｆは添加しなくても良い。Ａｌな
どの添加に先だって溶鋼に添加すれば、「Ａ粒子」、
「Ｂ粒子」や「複合（Ａ＋Ｂ）粒子」の分散密度を増す
ことができる。更に、過剰なＳを硫化物として固定する
効果も得られる。これらの効果を確実に得るには、Ｈｆ
は０．００１％以上の含有量とすることが好ましい。し
かし、その含有量が０．０２％を超えると、「Ａ粒子」
あるいは「Ｂ粒子」又は「複合（Ａ＋Ｂ）粒子」が得ら
れないし、鋼の清浄度も大きく低下してしまう。したが
って、Ｈｆを添加する場合には、０．０２％以下の含有
量とするのが良い。

【００７６】Ｙ：Ｙも添加しなくても良い。Ａｌなどの
添加に先だって溶鋼に添加すれば、「Ａ粒子」、「Ｂ粒
子」や「複合（Ａ＋Ｂ）粒子」の分散密度を増すことが
できる。更に、過剰なＳを硫化物として固定する効果も
得られる。これらの効果を確実に得るには、Ｙは０．０
０１％以上の含有量とすることが好ましい。しかし、そ
の含有量が０．０２％を超えると、「Ａ粒子」あるいは
「Ｂ粒子」又は「複合（Ａ＋Ｂ）粒子」が得られない
し、鋼の清浄度も大きく低下してしまう。したがって、
Ｙを添加する場合には、その含有量を０．０２％以下と
するのが良い。

【００７７】Ｒｅｍ：Ｒｅｍ（希土類元素）は添加しな
くても良い。Ａｌなどの添加に先だって溶鋼に添加すれ
ば、「Ａ粒子」、「Ｂ粒子」や「複合（Ａ＋Ｂ）粒子」
の分散密度を増すことができる。更に、過剰なＳを硫化
物として固定する効果も得られる。これらの効果を確実
に得るには、Ｒｅｍは０．０００５％以上の含有量とす
ることが好ましい。しかし、その含有量が０．０２％を
超えると、「Ａ粒子」あるいは「Ｂ粒子」又は「複合
（Ａ＋Ｂ）粒子」が得られないし、鋼の清浄度も大きく
低下してしまう。したがって、Ｒｅｍを添加する場合に
は、その含有量を０．０２％以下とするのが良い。な
お、Ｒｅｍは、例えばそれが混合した状態（所謂「ミッ
シュメタル」）で添加しても良いし、Ｃｅ、Ｎｄなどの
分離したものを添加しても良い。

【００７８】更に、不可避不純物元素としてのＰ、Ｓ及
びＮに関しては、以下に述べるようにＰ：０．０３％以
下、Ｓ：０．０１％以下、Ｎ：０．０１％以下とするこ
とが好ましい。

【００７９】Ｐ：Ｐは、溶接熱影響部における粒界割れ
の原因となり、特にその含有量が０．０３％を超ると、
溶接熱影響部における粒界割れの発生が著しくなる。し
たがって、Ｐ含有量の上限を０．０３％とすることが好
ましい。なお、不純物としてのＰは可及的に低くするこ
とが望ましい。

【００８０】Ｓ：Ｓは、溶接高温割れの原因となり、
又、ＭｎＳの形態をとるものが破壊の起点になり、特に
その含有量が０．０１％を超えると悪影響が著しくな
る。したがって、不純物元素としてのＳ含有量の上限を
０．０１％とすることが好ましい。なお、鋼塊の偏析軽
減のために、Ｓは０．００５％未満とすることがより望
ましい。

【００８１】Ｎ：Ｎは、多量に含有させると鋼の靭性が
低下してしまう。通常は、鋼にＴｉを添加してＴｉＮと
して固定して無害化するが、Ｎの含有量が０．０１％を
超えると、Ｔｉ量によらず溶接熱影響部の靭性を劣化さ
せてしまう。したがって、不純物元素としてのＮ含有量
の上限を０．０１％とすることが好ましい。なお、Ｎの
含有量を０．０００５％未満にまで低減することは、実
生産上は非常に困難であり、コストが嵩んで経済性の面
で不利である。したがって、Ｎ含有量の下限は０．００
０５％とすることが好ましい。

【００８２】ところで、所望の厚鋼板において、単にＡ
ｌ、Ｔｉ及びＭｎの含有量が重複しても、鋼中の酸化物
組成は同一にならない。これは、酸化物の組成が脱酸元
素の添加順序に大きく影響されるからである。そして、
本発明においては、既に述べたような方法でＭｎ、Ｔｉ
及びＡｌを、ほぼ同時に最終脱酸に寄与させて、「Ａ粒
子」、「Ｂ粒子」や「複合（Ａ＋Ｂ）粒子」を晶出させ
ることがポイントとなるのである。

【００８３】（Ｃ）加熱、圧延及び圧延後の冷却次いで、加熱、圧延及び圧延後の冷却の条件について説
明する。

【００８４】本発明においては、圧延による組織の微細
化には多くを期待しない。すなわち、圧延に対しては、
これを行っても、鋼塊中のポロシティーをつぶす程度の
効果しか期待しない。このため、例えば連続鋳造で製造
された厚さ１００ｍｍ以下の薄い鋼塊からも所望の厚鋼
板を製造することができる。

【００８５】先ず、鋼塊の加熱温度が１１００℃未満で
あると、ＡＦが析出しにくくなるため、却って組織が粗
大化し、靭性が劣化してしまう。したがって、鋼塊の加
熱温度を１１００℃以上とした。

【００８６】本発明者らの研究によれば、鋼塊を高温加
熱してオーステナイト粒を粗大化させ、次に適正な条件
で加工と冷却を行うことで、所要の厚鋼板の組織は微細
になり、靭性が向上することが判明した。具体的には、
１４００℃に加熱しても、加工条件と冷却条件が適正で
あれば、微細な組織を有して靭性の優れた厚鋼板を得る
ことができる。

【００８７】なお、所望の厚鋼板を製造するに際して、
一層の生産性の向上とコスト低減を図るために、素材で
ある鋼塊として、例えば連続鋳造スラブなどの連鋳鋼片
を用い、鋳造後直ちに所定の温度に保持、あるいは高温
に再加熱して圧延することが好ましい。本発明における
「加熱」とは、このように素材である鋼塊の保有する熱
を利用して保持する所謂「保熱」をも含む。

【００８８】次に、圧延は組織の微細化を主たる目的と
しないため、低温での圧延は行わない。中途半端にオー
ステナイト粒を微細化した場合、オーステナイト粒界面
積の比率が増大して、ＡＦが析出しにくくなるため、却
って組織が粗大化し、靭性が劣化してしまうからであ
る。むしろ、高温域で軽圧下とする方が靭性は良好で、
且つ制御圧延などの方法に比べて生産性が大きく向上す
る。このため、本発明における圧延は１１００℃以下の
温度域での累積圧下率が３０％未満で、仕上げ温度が９
００℃以上のものに限定する。

【００８９】１１００℃以下での温度域での累積圧下率
が３０％以上であると、ＡＦが析出しにくくなるため、
却って組織が粗大化し、靭性が劣化してしまう。仕上げ
温度が９００℃未満の場合には、加工を受けた未再結晶
オーステナイト粒が存在する状態で変態させることにな
るため、異方性が大きくなる。なお、１１００℃を超え
る温度域での圧下率に関しては制限はない。

【００９０】本発明においては、鋼塊を加熱するだけ、
すなわち圧延を行わなくても（圧下率が０）、靭性に優
れた厚鋼板が得られる。したがって、上記の１１００℃
以下の温度域での累積圧下率の下限は０であっても良
い。

【００９１】圧延後は、Ａｒ₃ 点以上の温度から２〜５
０℃／秒の冷却速度で５５０℃以下の温度域の温度
（Ｔ）まで冷却しなければならない。

【００９２】冷却開始温度がＡｒ₃ 点を下回る場合に
は、粗大なフェライトが生成して、強度及び靭性が劣化
する。

【００９３】圧延後の冷却速度が２℃／秒未満の場合に
は、粗大なフェライトが生成し、強度と靭性が劣化す
る。この冷却速度が大きくなるに従って、ＡＦ組織か
ら、ＡＦとベイナイトの混合組織もしくはＡＦとマルテ
ンサイトの混合組織へと変化して行く。しかし、前記の
冷却速度が５０℃／秒を超えると、上記混合組織におけ
るベイナイトもしくはマルテンサイトの割合が高くなっ
て、酸化物分散による組織微細化の効果が失われてしま
う。したがって、圧延後の冷却速度は５０℃／秒を上限
とする。

【００９４】なお、通常の板厚の厚鋼板に対して、圧延
後の２〜５０℃／秒の冷却速度は、水冷などの通常の冷
却手段で容易に達成できる値である。

【００９５】上記の２〜５０℃／秒の冷却速度による冷
却の停止温度が５５０℃を超える場合には、粗大フェラ
イトが生成し易くなりＡＦが充分に析出せず、靭性の確
保が困難になる。したがって、５５０℃以下の温度域の
温度（Ｔ）まで冷却する必要がある。なお、前記の温度
Ｔの下限は３００℃程度であれば充分で、厚鋼板に一層
良好な強靭性を付与させるためには、これ以下の温度域
は所謂「空冷」以下の冷却速度での冷却とすることが好
ましい。

【００９６】

【実施例】表１及び表２は、本発明例及び比較例の化学
組成を表す一覧表である。本発明例に用いた鋼 1〜 8及
び17〜22の化学組成は酸化物を構成する元素を除いて、
比較例に用いた鋼 9〜16及び28〜33のそれぞれに対応さ
せて、ほぼ一致するように配置してある。又、鋼23〜27
は比較例に用いた鋼34とほぼ同一の組成を持つ。鋼23〜
27は、本発明で規定する範囲内の酸化物組成を有する
が、酸化物に含まれるＡｌなどの元素を変化させてあ
る。なお、表１及び表２において、本発明で規定する範
囲外となる組成は、鋼11のＴｉ量と鋼34のＳ量である。

【００９７】

【表１】

【００９８】

【表２】

【００９９】本発明例に用いた鋼では、鋼中の酸化物に
は複数の種類が共存し、しばしば２〜３種類の酸化物が
互いに付着した、差し渡し０．５〜１０μｍ程度の複合
粒子として分散していた。この複合粒子を構成する各々
の酸化物粒子の組成をＥＤＸ分析により分析した。又、
０．５μｍ以下の大きさの粒子については、抽出レプリ
カを採取して透過電子顕微鏡にて観察したが、このよう
な微細な粒子は大部分が炭窒化物であり、酸化物は極め
て希であった。酸化物粒子の大部分は、２００倍の光学
顕微鏡の視野内で、それと識別することができるもので
ある。

【０１００】なお、酸化物のＥＤＸ分析においてＳが検
出された場合は、全てＭｎＳを形成していると見なして
ＥＤＸから求めたＭｎの測定値から、この分を補正して
酸化物中のＭｎ量とした。

【０１０１】表３及び表４は、これらの鋼の鋼塊中の酸
化物の分析結果である。同表において、「Ａ粒子」及び
「Ｂ粒子」の（Ａｌ＋Ｔｉ＋Ｍｎ）などの組成は、「Ａ
粒子」又は「Ｂ粒子」について分析した各分析粒子の平
均値を表す。表３及び表４において、全ての比較例は
「Ａ粒子」及び「Ｂ粒子」の分散密度が本発明で規定す
る範囲外にある。

【０１０２】

【表３】

【０１０３】

【表４】

【０１０４】表５及び表６に、鋼塊の加熱・圧延条件及
びその後の冷却条件、それに厚鋼板の状態での機械的性
質を一覧表にして示す。素材である鋼塊としては厚さ５
０〜２００ｍｍの連鋳鋼片（連続鋳造スラブ）を、厚鋼
板としては厚さ３２〜１３０ｍｍのものを選んだ。な
お、表５及び６の水冷終了温度以下の温度域の冷却は空
冷とした。

【０１０５】機械的性質は、ＪＩＳ４号試験片を用いた
引張試験及び衝撃試験により評価した。

【０１０６】図３、４及び５は、それぞれ本発明例であ
る鋼21、 8及び 4の鋼塊中の各酸化物の組成を３元表示
した図面である。これに対して、図６、７及び８は、そ
れぞれ比較例である鋼10、14、及び11の鋼塊中の各酸化
物の組成を３元表示した図面である。酸化物は任意に選
んだものである。これらの図中の各点（□及び○）は、
１個の酸化物に対応する。点□は、その酸化物の組成が
本発明で規定する範囲内の組成であることを示し、又、
点○は、その酸化物の組成が本発明で規定する組成の範
囲外であることを示す。

【０１０７】図３、４及び５の場合には、本発明に係る
酸化物組成を有する粒子（「Ａ粒子」及び「Ｂ粒子」）
が、極めて高い比率で存在することが分かる。すなわ
ち、上記した精錬の条件（Ｍｎ、Ｔｉ及びＡｌによる脱
酸条件）を行った場合、生成する大部分の酸化物は、
「Ａ粒子」及び／又は「Ｂ粒子」であることが分かる。
又、表３及び表４に示すように、「Ａ粒子」及び「Ｂ粒
子」の密度は本発明例のものは、いずれも本発明で規定
する範囲にある。これは、鋳込み直前に微量のＡｌを添
加した後、前記した溶存酸素濃度であり、且つ前記した
凝固後の冷却速度を満足したからである。

【０１０８】表５及び表６にまとめられた機械的性質か
ら、本発明では同一強度で比較して優れた靭性が得られ
ているのに対して、比較例では酸化物は分散しているも
のの、靭性は劣悪であることが明瞭である。比較例で靭
性が劣悪である理由は、これらの鋼の鋼塊に分散する酸
化物が、Ｔｉ酸化物あるいはＴｉＡｌ酸化物であるから
で、これらの酸化物はフェライト及びＡＦの発生核とし
て機能しないためである。

【０１０９】図６に示す比較例としての鋼10の鋼塊にお
いては、Ａｌ添加後の溶存酸素濃度が小さかったため、
Ｍｎを含まない、Ａｌ及びＴｉを主体とした酸化物が形
成されており、靭性は芳しくない。

【０１１０】図７に示す比較例としての鋼14の鋼塊にお
いては、Ａｌ量が少なかったために、酸化物は電気抵抗
の極めて高いＴｉ₂ Ｏ₃ に近い組成の物が大部分とな
り、やはり靭性は不芳である。

【０１１１】図８に示す比較例としての鋼11の鋼塊にお
いては、Ｔｉ量が本発明の範囲外であり、脱酸時のＡｌ
添加量が少ないためにＭｎを主体とする酸化物が形成さ
れ、靭性が劣化している。

【０１１２】

【表５】

【０１１３】

【表６】

【０１１４】表７は、上記した本発明例に用いた鋼 3の
鋼塊に対して、本発明法と本発明で規定する範囲外の圧
延条件と冷却（水冷）条件の場合について、機械的性質
の異方性を比較したものである。なお、表７の水冷終了
温度以下の温度域の冷却は空冷とした。

【０１１５】異方性の有無を調査した結果を示す表７に
よれば、本発明法によれば、Ｚ方向（板面直角方向）に
わずかに異方性が残るものの、試験片採取方向依存性の
小さい均質な特性が得られていることが明らかである。

【０１１６】これに対して、比較例の場合には圧延仕上
げ温度が７７０℃と低く、更に冷却開始温度もＡｒ₃ 点
（７５０℃）を下回るため、機械的性質に異方性が認め
られる。

【０１１７】

【表７】

【０１１８】

【発明の効果】本発明により、制御圧延や低温加熱など
の細粒化手段を用いることなしに、ＡＦ及び／又はフェ
ライトによる組織分断化作用によって、靭性に優れた厚
鋼板を、それも均質で異方性の小さい強靭厚鋼板を、高
い生産性の下に製造することができる。したがって、本
発明の産業上の効果は大きい。

【図面の簡単な説明】

【図１】本発明が規定する酸化物の組成範囲を３元表示
によって示す図である。

【図２】Ａｌ、Ｔｉ及びＭｎに加えて、Ｃａ、Ｍｇ、Ｚ
ｒ、Ｈｆ、Ｙ、ＲｅｍのＡｌなどを除く元素もふくめた
４元表示において、本発明に係る「Ａ粒子」及び「Ｂ粒
子」の組成範囲を示す図である。

【図３】本発明例である鋼21の鋼塊中の各酸化物の組成
を３元表示した図である。

【図４】本発明例である鋼 8の鋼塊中の各酸化物の組成
を３元表示した図である。

【図５】本発明例である鋼 4の鋼塊中の各酸化物の組成
を３元表示した図である。

【図６】比較例である鋼10の鋼塊中の各酸化物の組成を
３元表示した図である。

【図７】比較例である鋼14の鋼塊中の各酸化物の組成を
３元表示した図である。

【図８】比較例である鋼11の鋼塊中の各酸化物の組成を
３元表示した図である。

【符号の説明】

１：Ａｌ（原子％）＋Ｍｎ（原子％）＝４０原子％の直
線２：Ａｌ（原子％）／Ｍｎ（原子％）＝５の直線３：Ａｌ（原子％）／Ｍｎ（原子％）＝１の直線４：Ｔｉ（原子％）＋Ｍｎ（原子％）＝８０原子％の直
線５：Ｍｎ（原子％）＝７原子％の直線６：Ｍｎ（原子％）＝５０原子％の直線７：Ｔｉ（原子％）＋Ｍｎ（原子％）＋Ａｌ（原子％）
＝７０原子％の平面

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】少なくとも重量％で、Ｃ：０．０１〜０．
２５％、Ｍｎ：０．３〜３％、Ｔｉ：０．００３〜０．
０３％、Ａｌ：０．０２％以下、Ｏ：０．００１〜０．
００７％を含み、且つ、下記の条件〜を満足する酸
化物粒子が１０個／ｍｍ² 以上分散した鋼塊を、１１０
０℃以上の温度域の温度に加熱した後、直接に、あるい
は１１００℃以下の温度域での累積圧下率が３０％未満
で仕上げ温度が９００℃以上である熱間圧延を行ってか
ら、Ａｒ₃ 点以上の温度から２〜５０℃／秒の冷却速度
で５５０℃以下の温度域の温度まで冷却することを特徴
とする靭性に優れた厚鋼板の製造方法。酸化物を構成する全金属元素の中に占める各金属元素
の割合を原子％で表示し、Ｔｉ（原子％）＋Ｍｎ（原子
％）＋Ａｌ（原子％）＋［他の金属元素］（原子％）＝
１００原子％とする時、Ｔｉ（原子％）＋Ｍｎ（原子％）＋Ａｌ（原子％）＞７
０原子％酸化物を構成する全金属元素の中のＴｉ、Ｍｎ及びＡ
ｌについて、Ｔｉ（原子％）＋Ｍｎ（原子％）＋Ａｌ
（原子％）＝１００原子％とする時、Ｔｉ（原子％）＋Ｍｎ（原子％）≧８０原子％酸化物を構成する全金属元素の中のＴｉ、Ｍｎ及びＡ
ｌについて、Ｔｉ（原子％）＋Ｍｎ（原子％）＋Ａｌ
（原子％）＝１００原子％とする時、５０原子％≧Ｍｎ（原子％）≧７原子％
【請求項２】少なくとも重量％で、Ｃ：０．０１〜０．
２５％、Ｍｎ：０．３〜３％、Ｔｉ：０．００３〜０．
０３％、Ａｌ：０．０２％以下、Ｏ：０．００１〜０．
００７％を含み、且つ、下記の条件、及びを満足
する酸化物粒子が１０個／ｍｍ² 以上分散した鋼塊を、
１１００℃以上の温度域の温度に加熱した後、直接に、
あるいは１１００℃以下の温度域での累積圧下率が３０
％未満で仕上げ温度が９００℃以上である熱間圧延を行
ってから、Ａｒ₃ 点以上の温度から２〜５０℃／秒の冷
却速度で５５０℃以下の温度域の温度まで冷却すること
を特徴とする靭性に優れた厚鋼板の製造方法。酸化物を構成する全金属元素の中に占める各金属元素
の割合を原子％で表示し、Ｔｉ（原子％）＋Ｍｎ（原子
％）＋Ａｌ（原子％）＋［他の金属元素］（原子％）＝
１００原子％とする時、Ｔｉ（原子％）＋Ｍｎ（原子％）＋Ａｌ（原子％）＞７
０原子％酸化物を構成する全金属元素の中のＴｉ、Ｍｎ及びＡ
ｌについて、Ｔｉ（原子％）＋Ｍｎ（原子％）＋Ａｌ
（原子％）＝１００原子％とする時、Ａｌ（原子％）＋Ｍｎ（原子％）≧４０原子％酸化物を構成する全金属元素の中のＴｉ、Ｍｎ及びＡ
ｌについて、Ｔｉ（原子％）＋Ｍｎ（原子％）＋Ａｌ
（原子％）＝１００原子％とする時、１≦｛Ａｌ（原子％）／Ｍｎ（原子％）｝≦５
【請求項３】少なくとも重量％で、Ｃ：０．０１〜０．
２５％、Ｍｎ：０．３〜３％、Ｔｉ：０．００３〜０．
０３％、Ａｌ：０．０２％以下、Ｏ：０．００１〜０．
００７％を含み、且つ、下記の条件〜を満足する酸
化物粒子、並びに、条件、及びを満足する酸化物
粒子が、１０個／ｍｍ² 以上分散した鋼塊を、１１００
℃以上の温度域の温度に加熱した後、直接に、あるいは
１１００℃以下の温度域での累積圧下率が３０％未満で
仕上げ温度が９００℃以上である熱間圧延を行ってか
ら、Ａｒ₃ 点以上の温度から２〜５０℃／秒の冷却速度
で５５０℃以下の温度域の温度まで冷却することを特徴
とする靭性に優れた厚鋼板の製造方法。酸化物を構成する全金属元素の中に占める各金属元素
の割合を原子％で表示し、Ｔｉ（原子％）＋Ｍｎ（原子
％）＋Ａｌ（原子％）＋［他の金属元素］（原子％）＝
１００原子％とする時、Ｔｉ（原子％）＋Ｍｎ（原子％）＋Ａｌ（原子％）＞７
０原子％酸化物を構成する全金属元素の中のＴｉ、Ｍｎ及びＡ
ｌについて、Ｔｉ（原子％）＋Ｍｎ（原子％）＋Ａｌ
（原子％）＝１００原子％とする時、Ｔｉ（原子％）＋Ｍｎ（原子％）≧８０原子％酸化物を構成する全金属元素の中のＴｉ、Ｍｎ及びＡ
ｌについて、Ｔｉ（原子％）＋Ｍｎ（原子％）＋Ａｌ
（原子％）＝１００原子％とする時、５０原子％≧Ｍｎ（原子％）≧７原子％酸化物を構成する全金属元素の中のＴｉ、Ｍｎ及びＡ
ｌについて、Ｔｉ（原子％）＋Ｍｎ（原子％）＋Ａｌ
（原子％）＝１００原子％とする時、Ａｌ（原子％）＋Ｍｎ（原子％）≧４０原子％酸化物を構成する全金属元素の中のＴｉ、Ｍｎ及びＡ
ｌについて、Ｔｉ（原子％）＋Ｍｎ（原子％）＋Ａｌ
（原子％）＝１００原子％とする時、１≦｛Ａｌ（原子％）／Ｍｎ（原子％）｝≦５