JPS5980718A - 低温靭性のすぐれた高強度鋼材 - 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、降伏強さ：　３３　ｋｇ／、、２以上で、
がつ引張強さ：４６ｋｇ／−以上の強度を有する低温用
鋼の製造法に関するものである。

一般に、沸点が一４３℃のＬＰＧ用のタンク等に使用さ
れる鋼板は、その沸点よシもさらに６゜°Ｆ低い温度で
の靭性が必要とされ、−７６℃におけるＮＲＬ落重試験
で判定される厳しい低温靭性が要求されている。

従来、このような用途にかかるものには高ニッケル鋼を
適用するととが多く、従ってそれらの装置や設備は必然
的に高価なものになるという避けることのできない問題
点を有していた。

本発明者等は、上述のような観点から、高価な添加元素
を使用することなしに、−７６℃でのＮＲＬ落重試験に
よる要求性能を十分に満足し、しかも良好な強度特性を
も備えた低温用鋼材を製造すべく、特に、比較的すぐれ
た強度及び靭性を有することが知られているＴｉ、　Ｎ
ｂ含有鋼に着目して研究を行った結果、 （ａ）　　所定条件の熱間加工を施すことにより、微細
でかつ安定したＴ１やＮｂ等の析出物を分散析出させる
とともに、極微細なフェライト組織としたＴｉ及びＮｂ
含有鋼を、Ａｃ３変態点直上の温度に加熱すると、生成
するオーステナイト粒は粗大なものとはならずに極めて
細粒となること、 （ｂ）　　このような細粒オーステナイト鋼を所定条件
で熱間圧延加工すると、さらに極微細なフェライト組織
が得られ、析出物もより均質微細に分散するようになる
こと、 （Ｃ）　　以上のように、特定条件での２回の熱間加工
によってＮｂやＴ１の析出状態をコントロールすれば、
そのＴｉ、　Ｎｔ）含有鋼に焼入れのための再加熱を施
しても先の加工による履歴の消失がなく、この後に急速
冷却を含む熱処理を施すと、より一層微細なフェライト
主体の組織が得られ、Ｎユ成分の添加なしに一７６℃で
のＮＲＬ落重試験による要求性能を満足するようになる
こと、 （ｄ）　　上記鋼にＮｉを添加すると、低温靭性がさら
に改善されること、 以上（ａ）〜（ｄ）に示した如き知見を得るに至ったの
である。

この発明は、上記知見に基づいてなされたものであって
、Ｃ：０．０３〜０，１２％（以下、成分組成を表わす
係は重量を基準としたものとする）。

Ｓｉ：０．００１〜０．２５０％、Ｍｎ二１．Ｏ〜１．
．６％。

Ｔｉ：０．００５〜０．０１４％、　Ｎｂ：　０．００
３〜０、０　３　０　　％、／ｕ：０．０１〜０．０９
　％、　　Ｎ：Ｏ，０ＯＯ１〜０．００７０％、Ｃａ　
：　０．００１０〜０．００４０　％、　Ｓ　：０、　
ＯＯ１０％未満、Ｏ：０．００２０％以下を含有し、さ
らに必要に応じて、Ｎに０．１〜９．８％９ＭＯ二〇、
　０３〜０．３０％、　　Ｖ　：　０．０１〜０．０７
％、Ｂ：０、　ＯＯＯ５〜０．００１５％、のうちの１
種以上をも含有するとともに、式、 及び、０．５≦（％ｃａ）／（％Ｓ） を満足し、　Ｆｅ及び不可避不純物：残シ、から成る鋼
に、まず、１０００℃を越えない温度にて３０係以上の
圧延加工を施してから６００℃以下まで冷却し、ついで
、再度Ａｃ、点〜〔ＡＣ８点＋１００℃〕の温度域に加
熱し、温度が（Ａｒ１点＋３０℃〕になるまでの間に５
０％以上の圧延加工を施して所定厚さに仕上げた後６０
０℃以下まで冷却し、さらにこれを８７０〜９５０℃の
温度域に加熱後、冷却速度（Ｒ）を、 ０、６　／　ＰＱ≦Ｒ（℃／　ｓ６ｅ　）≦８．５　／
　ＰＱの範囲に調整した焼入れ処理を行い、６００〜６
５０℃で焼戻すことによって、平均粒径が１２μｍ以下
の極めて微細なフェライトを主とした組織を有しており
、降伏強さ：３３ｋｇ／−以上、引張強さ：４６ｋｇ／
−以上の強度を備えるとともに、−７６℃でのＮＲＬ落
重試験による要求性能を十分に満足する高靭性低温用鋼
材を実現することに特徴を有するものである。

なお、この発明の方法における１回目の圧延の際の加熱
温度は、ＮｂやＴ１を固溶させるために通常実施されて
いる１２００℃程度が好ましい。

そして、上述のように、この発明の方法において２回加
熱２回圧延を採用したのは、１回加熱１回圧延の場合に
比較して、　ＮｂやＴｉのような炭窒化物の析出を利用
する場合にその析出状態を制御することが容易なためで
ある。

即ち、すぐれた低温靭性を実現するためには、焼入れ焼
戻し処理に対して有効に作用する炭窒化物の最適の析出
状態が存在し、この最適析出状態を実現するのに、２回
加熱、２回圧延を行うことが極めて有利なのである。

Ｔ１やＮｂの炭窒化物が本発明の方法における焼入れ焼
戻し処理の靭性改善に対して果す特に大きな役割は、第
１に、焼入れ前のオーステナイト化を行った時にオース
テナイト結晶粒の生長を防止することであり、第２に、
焼入れの冷却中の変態時に微細なフェライトを生成せし
めることである。

この第１．第２の作用のためには、炭窒化物が微細に分
散していることが必要であるが、同時に考慮しておくべ
きことは、微細すぎる析出物は不安定であり、オーステ
ナイト化された段階で固溶しやすく、有効に作用するこ
とが期待できないことである。

つまシ、析出している炭窒化物が微細に分散し、かつオ
ーステナイト化された状態で安定に存在し得る程度の大
きさを有している炭窒化物の析出状態が最も好ましいも
のであり、この状態を実現するためには、２回加熱、２
回圧延を利用することが最も有効な方法なのである。

そこで、まず、微細かつ均一な炭窒化物の析出状態を得
るために、第１回加熱時に炭窒化物を固溶させるよう比
較的高温（例えば、１２００〜１２５０℃）にＮｂ及び
Ｔ１含有鋼を加熱し、この状態から冷却途中で加工を加
えることによって微細かつ均一な析出状態を得る。この
状態で得られる析出状態は、析出粒子が微細すぎるため
オーステナイト化時に不安定な状態のものが多数存在す
るのが通常であるので、つぎに、オーステナイト化時の
安定性を確保するよう、焼入れ時のオーステナイト化温
度に近い温度に加熱して第２回の加工を行うと、この第
２回目の加熱により炭窒化物が若干成長し、オーステナ
イト粒の成長防止と、特に冷却変態時のフェライト生成
に有効に作用することとなるのである。

つぎに、この発明の方法において、使用する鋼の化学成
分組成、圧延条件、及び熱処理条件な上記のとおりに限
定した理由を説明する。

Ａ、鋼の化学成分組成 ■　Ｃ Ｃ成分は、鋼材の強度を確保するための最も経済的で有
効な元素であるが、その含有量が０．０３係未満では所
望の強度を確保することができず、一方０．１２　％を
越えて含有させると溶接性を損うようになることから、
その含有量を０．０３〜０１２係と定めた。

■　５ｉ Ｓ１成分には、脱酸作用のほかに、鋼母材の靭性を改善
する作用があるが、その含有量が０．００１俤未満では
前記作用に所望の効果が得られず、一方０．２５０％を
越えるような過剰添加は溶接部靭性を損なうことにつな
がるため、その含有量を０．００１〜０．２５０ｅｌｂ
と定めた。

■　Ｍｎ Ｍｎ成分には、Ｃについで経済的に強度確保を果たす作
用があるが、その含有量が１．０％未満では前記作用に
所望の効果が得られず、一方１．６％を越えて含有させ
ると溶接部靭性な劣化するようになるので、その含有量
を１．　Ｏ〜１．６％と定めた。

ただし、　Ｍｎ量が１．４チを越えた場合には、他の合
金元素との組合せにより靭性の劣化を招くことが多く、
板厚などの条件にもよるが、強度を十分に確保できる場
合には１．４％以下とすることが望ましい。

■　Ｔｌ Ｔ１成分は、鋼中においてＴ１窒化物を形成し、このＴ
１窒化物が溶接部靭性に好影響を及ぼすので、溶接部靭
性を改善するために添加されるものであるが、その含有
量がＯ，ＯＯ５％未満では溶接部靭性の改善効果が認め
られず、一方００１４％を越えて含有させるとかえって
靭性劣化を来たすようになるので、その含有量を０．０
０５〜０．０１４％と定めた。

■　Ｎｂ Ｎｂ成分は、少量の添加で母材の強度及び靭性を改善す
る作用を有しておシ、特にこの発明の方法では、Ｎｂ（
Ｃ，Ｎ）を熱間圧延によって析出分散させることが必要
であるので、不可欠の成分である。

しかしながら、その含有量が０．　ＯＯ３４未満では前
記作用に所望の効果が得られず、一方０．０３０係を越
えて含有させると溶接部靭性が劣化するようになること
から、その含有量を０００３〜０．０３０俤と定めた。

■ＡＩ Ｍ成分には、鋼材の母材靭性を確保する作用があるが、
その含有量が０．０１％未満では前記作用に所望の効果
が得られず、一方０．０９％を越えて含有させると鋼の
清浄度を悪くし、諸特性に悪影響を及ぼすようになるこ
とから、その含有量を０．０１〜００９チと定めた。

Ｎ Ｎ分は、鋼中に不可避的に入る一種の不純物であり、鋼
中のＴｉやＭと結合してＴｉＮやＡＡＮ等の窒化物を形
成する元素であって、０．　ＯＯ７０％を越えて鋼中に
存在すると溶接部の靭性を損なうようになる。一方、適
量の存在で、Ｔ１とともにＴｉＮを形成して溶接部靭性
に好影響を及ばずこととなることから、これを積極的に
利用するために５その含有量を０．０００１〜ｏ、ｏｏ
７ｏｑｂと定めた。

□■　Ｃａ Ｃａ成分には、８分と硫化物を形成し、鋼の異方性を小
さくするとともに溶接部の靭性な向上する作用があるが
、その含有量がＯ，ＯＯ１０％未満では前記作用に所望
の効果が得られず、一方、その含有量が０．００４０％
を越えると鋼の清浄度が悪くなって鋼材特性に悪影響が
出ることから、その含有量を０．００１０〜Ｏ，ＯＯ４
０％と定めた。

また、　Ｃａ成分は８分との関係で、８分含有量に対す
るＣａ成分含有量の百分率が０５未満では、８分の影響
で鋼の異方性が大きく現われることから、（％Ｃａ）／
Ｃ％Ｓ）≧０５とも定めた。

■　Ｓ、及びＯ 鋼中にＳ及びＯが存在すると、それぞれ硫化物及び酸化
物を形成して非金属介在物となるが、特にＳ含有量が０
．００１％以上では硫化物系（ＭｎＳ系が主）介在物が
増加し、またＯ含有量が０．００２０係を越えると酸化
物系介在物が増加し、それぞれ鋼の靭性な極端に劣化す
ることとなるので、Ｓ含有量を０．００１％未満に、モ
して０含有量を０、００２０％以下に限定した。

■　Ｎｌ Ｎ１成分には、母材及び溶接部の靭性な改善する作用が
あるので、これらの特性をさらに向上させることが要求
される場合に必要に応じて含有されるものであるが、そ
の含有量が０．１％未満では前記作用に所望の効果を得
ることができず、一方、９．８％を越えて含有させると
鋼の製造が困難となるばかりでなく、溶接部に高温割れ
を発生するようになることから、その含有量を０．１〜
９，８％と定めた。

■　Ｍ。

Ｍｏ成分には、焼戻し時の軟化抵抗を高める作用があり
、高強度を得ようとするときや、焼戻し温度を高くする
必要があるときに有効な添加元素であることから、これ
らの特性が要求される場合に必要に応じて含有されるも
のであるが、その含有量が００３％未満では前記作用に
所望の効果が得られず、一方０３０％を越えて添加する
と溶接性が損なわれるようになることから、その含有量
を００３〜０．３０％と定めた。

■　Ｖ ■成分は、比較的安価で、しかも鋼材の強度を確保する
のに有効な元素であり、鋼材強度をよシ向上させること
が要求される場合に必要に応じて含有されるものである
が、その含有量が０．０１％未満では所望の強度向上効
果が得られず、一方、００′？％を越えて含有させると
母材靭性を劣化するようになることから、その含有量を
００１〜０．０’７％と定めた。

■　Ｂ Ｂ成分は、ＴｉやＭと同様に、Ｎと結びついてＢＮを形
成する元素であり、溶接部靭性を改善したり、母材強度
を向上させる作用を有するので、これらの特性をよシ向
上する必要がある場合に必要に応じて添加されるもので
あるが、その含有量が０．０００５％未満では前記作用
に所望の効果を得られす、一方０．　ＯＯ１５％を越え
て含有させると、Ｂ元素による焼入れ性向上作用が強く
現われて溶接部靭性が劣化するようになることから、そ
の含有量をＯ，ＯＯＯ５〜０．００１５％と定めた。

さらに、Ｓ含有量は、式。

−ｏ、。。、。５％８−−（％、−見）≦０．。。。５
１４　　　　　　　４、９ を満たしていることも必要であるが、その理由を以下に
説明する。

Ｔ１成分によってＴｉＮとして固着されるＮの量は、例
えば、非常な高温（１３００℃以上）にさらされる溶接
熱影響部では通常の７割程度となるので、式、０．７　
Ｘ　（％Ｔｉ　）　／　３．４で与えられる（なお、Ｔ
ｉＮを形成するＴｉとＮの元素の質量比は、Ｔｉ／Ｎ＝
８：３．４である）。

従って、式、（％Ｎ）−０，７Ｘ（％Ｔｉ）／３．４゜
即ち（％Ｎ）−（％Ｔｉ　）　７３．４によってＴ１に
固着されないＮの量が算出されることとなり、Ｎの原子
量は１４．Ｂの原子量は１１であるから１式、により、
理論的にＢとＮがＢＮを形成した残りのＢ量（過剰Ｂ）
が算出される。これは、Ｎとの結合力がＢよりもＴｉの
方が強いため、ＮはまずＴ１と結合し、ついでＢと結合
するためである。そしてこの値が負になれば、Ｎが過剰
に存在することとなる。

ところで、上記式の値が−０，０Ｏ１０〜０であれば、
Ｎが過剰の範囲ではあるが、その量は極く微量であるの
で溶接部靭性に対する悪影響は小さく。

一方その値がＯ，０Ｏ０５％を越えると過剰に存在する
Ｂのために焼入れ性が著しく増大し、溶接部の脆化を生
ずるようになるので、上記式の値が−０，００１０−０
，０００５となるようにＢ量を調整する必要がある。

Ｂ、第１回目の圧延条件 第１回目の圧延は、通常の１２００℃程度に加熱して固
溶させたＮｂ及びＴｉの炭窒化物を、１０００℃以下で
３０−以上の累積加工率で圧延することによって極微細
に析出させるものであるが、圧延温度が１０００℃を越
えると炭窒化物の析出が起こらず、また、加工率が３０
チ未満では析出量が不足して所望の効果を得ることがで
きない。

そして、このような処理の後、鋼を一旦フエライト組織
とするために、６００℃以下まで冷却するのである。

Ｃ０第２回目の圧延条件 第２回目の圧延に際しての加熱は、加熱によって生ずる
細粒オーステナイトと析出物を、若干大きくし安定化を
図るためのものであるが、加熱温度がＡＣ，点の温度未
満では鋼材組織がオーステナイト化せず、一方、加熱温
度が（Ａｃ３点＋１００℃〕の温度を越えるとオーステ
ナイトが粗粒化するとともに、析出物も大きくなりすぎ
ることから、その温度なＡｃ３点〜［Ａｃ、点＋１００
℃〕と定めた。なお、この温度は、通常９５０〜９８０
℃が適切である。

そして、このときの圧延温度が（Ａｒ１点＋３０℃〕を
下回ると、圧延中にフェライト変態が進んで集合組織が
発達し、熱処理後靭性を劣化するようになシ、また累積
加工率が５０％未満ではフェライト組織が極細粒になら
ないので、やは９熱処理後靭性を劣化してしまうので、
第２回目の圧延条件を、加熱温度：　Ａｃ８点〜〔ＡＣ
３点＋１００　℃：］。

圧延温度：　（Ａｒ、点＋３０℃１以上、累積加工率：
５０％以上とそれぞれ定めたのである。

なお、この圧延終了後、６００１：以下に冷却するのは
、鋼材のフェライト変態を完了させるためである。

Ｄ、焼入れ条件 焼入れの際の制限された温度での加熱は、鋼材組織をオ
ーステナイト化するとともに、オーステナイトの超微細
化を図るためのものであるが、加熱温度が８’ｉ’０１
２未満では組織がオーステナイト化せず、該温度が９５
０１２を越えるとオーステナイト粒が粗大化してしまっ
て高靭性を実現できなくなる。

そして、フェライトの平均粒径が１２μｍ以下で、パー
ライトがほとんど存在しない組織を有し。

低温靭性の極めて高い鋼材製品を実現するには、焼入れ
時の冷却速度をも厳密に制限しなければならない。焼入
れ時の最適冷却速度は焼入れ性に影響を及ぼす合金成分
によって影響を受けるが、冷却速度が速すぎるとベイナ
イト又はマルテンサイトが生成して靭性が劣化し、また
、焼入れ速度が遅すぎると生成したフェライトが成長し
、平均粒径が１２μｍを越えてしまうこととなる。

この発明における如き前加工を行った場合の鋼材の焼入
れ性（ＰＱ）は、前加工を行わない場合と異なって、式
、 ％Ｍｎ　　％Ｓｉ　　％Ｍｏ　　％Ｎｉ　　％ＶＰＱ＝
チＣ＋「「＋Ｔ了十Ｔ＋τ了＋Ｔ＋５（％Ｂ）で表わさ
れることが本発明者等の研究によって見出されたので、
これをもとに最適の冷却速度を検討し、冷却速度Ｒ（℃
／ｌ；ｅｃ　）が０．６　／ＰＱ〜８．５　／　ＰＱの
範囲内であれば、満足し得る靭性を実現するための、１
２μｍ以下のフェライトを主体とした組織が得られるこ
とを確認したのである。即ち、冷却速度Ｒ（℃／　ｓｅ
ｅ　）が０．６／ＰＱ未満では、フェライト粒が大きく
なるとともにパラ−ライが増加して靭性の劣化を来たす
ようになり、一方、冷却速度が８．５／ＰＱを越えると
々イナイト又はマルテンサイトが多くなって靭性が劣化
し、所望の性能が得られなくなってしまうのである。な
お、この場合、ベイナイト又はマルテンサイト量は４０
％以下にすることが望ましい。特に、８００〜５００℃
の温度域での冷却速度を上記の範囲に調整するのが適当
である。

Ｅ、焼戻し温度 この発明の方法においては、以上のようにして製造した
鋼材の強度レベルを調整するために焼戻しを行うもので
あるが、焼戻し温度が６００℃未満では、焼戻しが不十
分になり、十分に高い靭性を確保することができない。

一方、焼戻し温度が６５０℃を越えると、焼戻しが進行
しすぎて強度低下を来たすと同時に、返って靭性が劣化
する場合の生ずることもある。

従って、焼戻し温度は、６００〜６５０℃と定めた。

ついで、この発明を実施例によって比較例と対比しなが
ら説明する。

実施例 まず、第１表に示されるような化学成分組成の鋼Ａ−Ｍ
を、７０トン転炉を使用した通常の方法で溶製し、連続
鋳造によってスラブとした。

つぎに、それぞれの鋼種について、第２表に示すような
製造条件の圧延並びに熱処理を行い、それぞれ板厚が２
５ｍｍの鋼板を得た。なお、試験番号１〜２２のものに
ついては、第１回目の圧延、及び第２回目の圧延後、圧
延材を６００℃以下に冷却する操作が行われた。また、
圧延後の熱処理の際には、焼入れの場合及び焼戻しの場
合とも、第２表に示される温度に昇温し、該温度に１時
間保持した後、焼入れでは試験番号２１を除いては水冷
し、焼戻しではそのまま放冷した。

このようにして得られた鋼板について、引張強さく　Ｔ
、　Ｓ、　）　、降伏点（ｙ、ｓ、）、　　シャルピー
衝撃−試験破面遷移温度（ｖＴｓ）、−１００℃におけ
るシャルピー衝撃吸収エネルギー値（ＭＥ−１００）＋
及びＮＲＬ落重試験による無延性遷移温度（ＮＤＴ温度
）を測定し、その結果を第２表に併せて示した。

なお、第２表の試験番号２３は、２回圧延を行わない従
来の焼入れ焼戻し処理による鋼板の製造方法を示すもの
であシ、また、第２表中の※印は。

本発明の方法の範囲から外れた鋼材の製造条件を示すも
のである。

第２表に示される結果からも、本発明の方法によれば、
いずれも良好な機械的性質とすぐれた靭性を示し、特に
ＮＤＴ＠度応−−１２０℃以下となる低温用鋼材が得ら
れるのに対して、鋼の化学成分組成又は鋼材の製造条件
のいずれかが本゛発明の範囲から外れているものは、Ｎ
ＤＴ温度はせいぜい一５０℃をやつと下回る程度の鋼材
しか得られず、低温靭性が所望の値とならないことが明
白である。

上述のように、この発明によれば、極めてすぐれた低温
靭性を有する鋼材をコスト安く製造することができ、Ｌ
ＰＧ用タンク等、極低温で使用される構造物等の建造価
格を低廉ならしめるとともに、貴重元素であるＮ１の使
用を節約できるなど、工業上有用な効果がもたらされる
のである。

出願人　　住友金属工業株式会社

Claims (2)

【特許請求の範囲】
1. （１）　　Ｃ：　０．０３〜０．１２％。 Ｓｉ：Ｏ，ＯＯ１〜０２５０係。 Ｍｎ：１．Ｏ〜１．６％。 Ｔｉ：０．００５〜０．０１４％。 Ｎｂ：０．００３〜０．０３０係。 ＡＡ　：　Ｃ１，Ｏｌ〜０．０９％。 Ｎ：Ｏ，０ＯＯ１〜Ｏ，ＯＯ７０％。 Ｃａ　：０．００１０〜０．００４０％。 Ｓ：Ｏ，００１％未満。 ０：０．００２０％以下。 を含有し、 Ｆｅ及び不可避不純物；残り。 （以上重量％）から成る鋼に、まず、１０００℃を越え
   ない温度にて３０％以上の圧延加工を施してから６００
   ℃以下まで冷却し、ついで、再度Ａｃ３点〜（Ａｃ３点
   ＋１００℃〕の温度域に加熱し。 温度が〔ＡｒＩ点＋３０℃〕になるまでの間に５０％以
   上の圧延加工を施して所定厚さに仕上げた後６００℃以
   下まで冷却し、さらにこれを８’？’Ｏ〜９５０℃の温
   度域に加熱後、冷却速度（Ｒ）を。 ０、６　／ＰＱ≦Ｒ（℃／５ｅｅ）≦８．５　／ＰＱの
   範囲に調整した焼入れ処理を行い、６００〜６５０℃で
   焼戻すととを特徴とする、フェライト平均粒径が１２μ
   ｒｒＬ以下の高靭性低温用鋼材の製造方法。
2. （２）　Ｃ：０．０３〜０゜１２％。 Ｓｉ：０．００１〜０．２５０係。 Ｍｎ：１．Ｏ〜１．６％９ Ｔｉ：０．００５〜０．０１４％。 Ｎｂ：０．００３〜０．０３０％。 ＡＡ：０．０１〜０．０９　チ。 Ｎ：Ｏ，０ＯＯ１〜Ｏ，ＯＯ７０％。 Ｃａ：　　０．００１０　〜０．００４０％。 Ｓ：Ｏ，００１％未満。 Ｏ二０．００２０％以下。 を含有し、さらに、 Ｎｉ　：　Ｏ，１〜９．８ヂ。 Ｍｏ：　０．０３〜０．３０％。 Ｖ　：　０．０１〜０．０７　％。 Ｂ：Ｏ，０Ｏ０５〜０．００１　！５％。 のうちの１種以上を含有するとともに、式、１１　　　
   　％Ｔ１ −０．００１０≦％Ｂ−□（チＮ−□）≦０．０００５
   ゜１４　　　　　　　　４．９ 及び、　　　　０゜５≦（％Ｃａ）／（チＳ）を満足し
   、 Ｆｅ及び不可避不純物：残り。 （以上重量％）から成る鋼に、まず、１０’ＯＯ℃を越
   えない温度にて３０チ以上の圧延加工を施してから６０
   ０℃以下まで冷却し、ついで、再度Ａｃ８点〜〔ＡＣ８
   点＋１００℃〕の温度域に加熱し。 温度が［Ａｒ、点＋３０℃〕になるまでの間ＶＣ５０％
   以上の圧延加工を施して所定厚さに仕上げた後６００℃
   以下まで冷却し、さらにこれを８７０〜９５０℃の温度
   域に加熱後、冷却速度（Ｒ）を、０、６　／ＰＱ≦Ｒ（
   ’Ｃ／ｓｅｅ　）≦８．５　／　ＰＱの範囲に調整した
   焼入れ処理を行い、６ｏｏ℃〜６５０℃で焼戻すことを
   特徴とする、フェライト平均粒径が１２μｍ以下の高靭
   性低温用鋼材の製造方法。