JPS60103119A - 低温靭性の優れた棒鋼の製造方法 - 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】 この発明は、特に−１２０℃以下という極低温環境にお
いても高強度と良好な靭性とを発揮する棒鋼の製造方法
に関するものである。

〈産業上の利用分野〉 近年、外冷地や極地の鉄筋コンクリート構造物。

鉄５１ノ）コツクリ−１・製の冷凍庫、史にはＬ　Ｎ　
ＧやＬ」・（）を始めとするｔ（ｋ化ガス用タンク等、
低温免税において使用さＪｌ、る鉄筋コンクリート用棒
鋼の需夛が益々増加するｆｕ“］向を見せてきている。

〈従来技術〉 従来、このような環境上で使用される低温用鉄筋として
９％Ｎｉ／Ｊ？４や高Ｍｎオーステナイト鋼が０１４発
されているが、これらはいずれも高価な合金元素を多量
に含むため、極めて限られた用途にしか使用され得ない
ものであった。

一方、−膜構造物等ではＪ　Ｉ　Ｓ　Ｇ　３１１２に定
める鉄筋（即ち、降伏強度：４２〜４３に９η−程度の
もので、１１００−１２５０℃に加熱後、仕上温度：１
０００〜９ｏｏ℃程度の熱間圧延で製ボされるもの）が
使用されているが、これらは常温或いはそれ以上の温度
で使用される場合を想定したものであるため、上記のよ
うな低温、特に−１００℃以下の極低温にさらされる場
合には靭性面で不安を来たすものであった。

そこで、最近になって、上記のような一６０℃以下にな
るＬＰ（）タンクや、−１００℃以下にも達するエチレ
ン或いはＬ　Ｎ　Ｃ，タンク等の極低温にさらされても
所定の高強度と高靭性を発揮する棒鋼の開発が競われる
ようになってきたが、未だ／ｌ：、ｇ足し得る極低温特
性を備えた棒鋼は得られていないのが現状であった。

〈発明の目的〉 本発明者等は、上述のような観点から、今後益々要望が
強くなると見られる、−１２０℃を下回るような極低温
環境における使用の際でも十分に満足できる高強度及び
高靭性を発揮する棒鋼を、高価な合金元素の多量添加を
行うことなしに実現すべく研究を行った結果、以下（ａ
）〜（ｄ）に示す如き知見を得るに至ったのである。

（Ｅｔ）特にＣ含有−；１：を０．０２〜０．１０％（
以下５成分割合を示ず係は、ｌｊ　：ｉａ％とする）に
調整した低炭素鋼に特定ｉｉｉ、の１５ｈ＋、　ｉＡｏ
及びＮｂを添加含イｊせしめるとともに、これに低温加
熱、低温仕上温度の熱間圧延を施すと、圧延のま捷で、 平均粒径：１ｏμｍ以下。

ベイナイトの体イＪ゛ロゴ分率：１０〜３０％のフェラ
イト・ベーｆナイト微細混合組織が得られ、このベイナ
イトは鋼の強圧を上昇するのに極めてイ」利なものであ
るのでフェライト単相では到底得られない強度（４０ｋ
＆ｆＡｎｉを越える降伏強度）が実現される上、極めて
微細な組線ゆえに低温靭性も極めて良好な鋼イ」がもた
らされること。

（ｂ）　更に、通常でＶｌそれぞれ０．０２％前後の１
九〇合で鋼中に含有される］）及びＳの不ＩＪＪ″避的
不純物を、それらのいずＪしか一方の含有量が０．０１
０％未ｉ’ｌｉ”ｆｉとなるようにＺｌ’Ｊ　ｉｉＦす
るか、或いはＰ及びＳのいずれもの含有量をそれぞれ０
．０１０％未満に抑制すると、前記（ＥＩ）項で示した
フェライトとペイナイ１、の話釦（氾仝ネ１」託１１１
／４卦すで七の籾栢ゴカ；ψに酌１トすること。

これは、オーステナイトがフェライト変態し、更にベイ
ナイト変態す゛る際、どうしてもＰやＳ等の鋼中不純物
元素がベイナイト中に濃化される傾向があるが、予め鋼
中のＰ及びＳ含有量のいずれか或いは両方を特に０．０
１ｏｚ未満に抑制しておけば、前記濃化度が緩和され、
これらによるベイナイトの靭性劣化が極力抑えられて、
結局はフェライト中に混在するベイナイトが鋼の靭性な
損うことなく強度上昇に寄与するようになるためと考え
られる。

（Ｃ）また、このようにして得られた鋼材に特定温度の
焼戻し処理を施すと、降伏強度が改善されて５〜１０　
ｋｇｆＡ１ｉ程度の強度上昇を見るとともに、低温靭性
が一段と向上すること。

これは、ベイナイト相の中に圧延のままで存在する可動
転位群が、焼戻し処理中に固溶Ｃ２固溶Ｎ或いは析出物
によって固着されるだめであると考えられる。

（ｄ）　即ち、鋼の化学成分と圧延条件とを厳密に管理
し、更に必要によシ特定温度での焼戻し処理を組合せる
と、従来では到底得られなかったような優れた低温性能
を具備した棒鋼を、低コストで製造できること。

〈発明の構成〉 この発明は、上記知見に基づいてなされたものであり、 Ｃ：０．０２〜０．１０％。

Ｓｉ：０．５チ以下。

Ｍｎ　：　１．１０〜２．５’　Ｏ％　。

ＭＯ：　０．１５〜０．５０　％。

Ｎｂ：０．０１０〜０１００％。

Ａｅ　：　０．０１０〜０．０５０　％＋を含有すると
ともに、必要により、更にＣｕ：　０．０５〜０．３０
　％。

Ｎｉ：０．０５〜１２０％。

Ｃｒ：　０．０５〜１．２０％。

Ｔｉ：０．０１〜０．０５％。

Ｂ：Ｏ，０Ｏ０５〜Ｏ，ＯＯ３０％ のうちの１種以上をも含み、 Ｆｅ及び不可避的不純物：残シ。

から成る成分組成で、かつ不純物中の１）及びＳのうち
の少なくとも一方の含有量が、 Ｐ：０．０１０％未満。

Ｓ：０．０１０％未・満 を満足する鋼片を、最高１０００℃までの温度に加熱し
た後、 仕上温度二８５０℃以下。

８８０℃以下の温度域での累積圧下率：６０％以上 の熱間圧延を施し、次いで室温まで空冷するか、或いは
必要によシ更に５００〜７００℃にて焼戻すことによっ
て、衝撃破面遷移温度（脆性−延性遷移温度）が−１２
０℃以下という低温特性の極めて優れた棒鋼を製造する
点に特徴を有するものである。

次いで、この発明の棒鋼の製造方法において、鋼の成分
組成割合及び圧延・熱処理条件を上記の如くに数値限定
した理由を説明する。

Ａ、鋼の成分組成 ａ）　Ｃ Ｃ成分は棒鋼にｒｉｒ定の強度を付与するために含有さ
せるものであるが、その含有量が０．０２”％未１ｉｉ
７ｉでは所望の強度が得られず、一方０．１０％を越え
て含有させると、棒鋼組織中にパーライト組織が混入す
るようになって靭性の劣化を来だすことから、Ｃ含有量
を００２〜０１０％と定めた。

ｂ）　５ｉ Ｓｉ成分は鋼の脱酸に有効な元素であり、通常、０．１
５〜０．３５％の添加がなされるものである。

しかしながら、脱酸なＡｇで行う場合にはＳ１添加は必
ずしも必要でなく、しかも０．５％を越えて含有させる
と熱間加工性に悪影響がでてくるようになる。このよう
なことから、Ｓｉ含有金を０．５％以下と定めた。

ｃ）　Ｍｎ Ｍｎ成分は鋼の脱硫に必要な元素であ“シ、且つ鋼の素
地に固溶して鋼材強度を向上するとともに、銅相に所定
の焼入れ性を賦与する作用をも有している。そして、本
発明の圧延条件下でフエライトとベイナイトとの微細な
混合組織な生ぜしめて鋼に所定の強度と低温特性を賦与
するには、１１０チ以上のＭｎ含有量とする必要があシ
、一方２．５０チを越えて含有させると偏析が著しくな
って靭性及び溶接性が劣化するようになることから、　
Ｍｉｉ含有■を１．１０〜２．５０係と定めた。

ａ）　ＭＯ Ｍｏ成分は、鋼の靭性な損うことなく強度を賦与するの
に極めて有効な元素である。また、本発明の方法の場合
には、鋼の焼入れ性を調整（〜で、圧延のままでフェラ
イトとベイナイトの微細混合組織を得るために欠かせな
い元素でもある。そして、Ｍｏ含有量が０．１５％未満
では上記の効果が十分に発揮されず、一方０５０％を越
えて含有させても上記効果が飽和してしまうことから、
　Ｍｏ含有量を０１５〜０５０チと定めた。

ｅ）　Ｎｂ Ｎｂ成分は、本発明をなすにあたって見出されたフェラ
イトとベイナイトの微細混合組織を得るために不可欠な
元素であシ、その含有量が０．０１０チ未満では圧延１
）口の鋼片加熱段階（１０００℃以下での加熱段階）で
のオーステナイト粒の粗大化を防止することが困難とな
って、結局はフェライトとベイナイトの微細混合組織を
安定して得ることができなくなる。一方、０．１００％
を越えて含有させてもオースブナイト粒粗大化抑制効果
が飽和し７てしまい、銅相のコスト上昇を招くだけとな
ることから、Ｎｂ含有量を０．０１０〜０．１００％と
定めた。

ｆ）　ＡＱ ＡＱ酸成分は、鋼の脱酸作用のほかに圧延前の鋼片加熱
段階でのオーステナイト粒の粗大化を防止するという、
前述したＮｂと同様の効果がある。そして、Ａε含有量
が０．０１０％未満では上記効果が十分に発揮されず、
一方００５０％を越えて含有させると鋼の熱間加工性が
劣化することから、Ｍ含有量を０．０１０−０．０５０
％と定めた。

ｇ）　Ｃｕ Ｃｕ成分は、鋼の靭性にほとんど悪影響を及ぼすことな
く強度を上昇させる作用を有しているので、鋼材強度を
より向上する必要のある場合に含有せしめられるもので
あるが、その含有量が００５％未満では前記作用に所望
の効果が得られず、他方００３０チを越えて含有させる
と鋼の熱間加工性を害するようになることから、Ｃｕ含
有量を０．０５〜０３０チと定めた。

ｈ）　Ｎｉ Ｎ１成分は、特に鋼の低温靭性改善に有効な元素である
ので、低温靭性の更なる向上を必要とする場合にその効
果が頭著となる０、　０５　％以上添加含有せしめられ
るものであるが、１．２０％全越えて含有させると鋼材
コストが上昇する上に、製造上、白点などの水素性欠陥
を発生する率が増加するようになることから、Ｎｉ含有
量を０．０５〜１．２０　％と定めた。

ｉ）　Ｃｒ Ｃｒ成分には鋼の強度を上昇させる作用があるので、よ
り高い強度を必要とする場合に含有せしめられるもので
あるが、その含有量が０．０５　％未７．ｊＩＷイＩ−
＋舘「曇コＩピ田１ｆｆ茄−切の舅１エルジ耳入？ムＪ
ｒＺ−ｉ”へ−コ２一方１．２０％を越えて含有させる
と冷間加工性の劣化を招くことから、Ｃｒ含有量を０．
０５〜１．２０チと定めた。

ｊ）　Ｔｉ ′１゛ｌ成分には、Ｎｌ）やＡｅと同様にオーステナイ
ト結晶粒を微細化する作用が６Ｄ、フェライトとベイナ
イトの微細混合組織を得るために有効な元素であるので
必要により含有せしめられるものであるが、その含有ｉ
ｉ’４：がＯ，Ｏｌ　％未満では前記作用に所望の効果
を９４）ることかできず、一方０．０５　％を越えで含
有さぜると鋼中に存在するＴｉ炭窒化物が粗大化すると
ともに、そのＴ１炭蟹化物の数も増加するため熱間加工
性の劣化を引き起すようになる。

従って、Ｔ１含有量を００１〜０．０５％と定めた。

ｋ）　Ｂ Ｂ成分には、微″Ｈ′Ｌ添加で鋼の焼入れ性を向上する
作用があるので、鋼材強度の更なる上昇を図る必要があ
る場合に添加含有せしめられるものであるが、その含有
量が０．０００５　％未満では前記作用にツタ１望の効
果がイＩＩられす、一方０．　ＯＯ３０％を越えて含有
させると熱間加工性の劣化を来たすことから、Ｓ含有量
を０．０００５〜Ｏ，ＯＯ３０％と定めた。

ｔ）ｐ、及びＳ Ｐ含有量及びＳ含有量は本発明において見過すことので
きない重要な位置を占めるものである。

即ち、本発明は、鋼の特定成分組成と特定圧延条件との
組合せによってフェライトとベイナイトの微細な混合組
織を現出せしめ、靭性の良い素地を実現するものである
が、鋼中のＰ含有量及びＳ含有量のうちの少なくとも一
方を０．０１０％未満に抑えることによって、上記フェ
ライトとベイナイトの微細組織の靭性が飛躍的に向上し
た鋼材を得ることが可能となるのである。

一般に、調質熱処理を施した焼入れ・焼戻し鋼において
、その焼戻しマルテンサイト組織の靭性が低Ｐ化或いは
低Ｓ化によって向上することは良く知られた事実ではあ
るが、この発明は、焼戻しマルテンサイトではなく、フ
ェライトとベイナイトの微細混合組織においてもＰ含有
量及びＳ含有量のうちの少なくとも一方を０．０：ＬＯ
％未満に低減すればその組織との組・合せによって低温
靭性が著しく向上するとの新しい知見を得だことによっ
て完成されたものである。

前述したように、混合組織中のベイナイトの内部にｔよ
、オーステナイトからの変態時にＰ及びＳが濃化され、
鋼の靭性に悪影響を及ぼすようになる。しかしながら、
鋼中のＰ含有量及びＳ含有量のうちの少なくとも一方を
０．０１０％未満に低下させておけばその濃化が緩和さ
れ、ベイナイトの存在が鋼の靭性な劣化させることなく
強度上昇に有効に作用するのである。

このようなことから、不可避的不純物元素であるＰ及び
Ｓの含有量を、それらのうちの少なくとも一方が Ｐ：０．０１０条未満。

ｓ：ｏ、ｏ１ｏ％未満 を満足する値と定めた。

もちろん、Ｐ及びＳのうちのいずれか一方の含有量がＯ
，ＯＩ　０％未満であれば、他方が通常法によって′製
造された鋼程度の含有量であったとしても優れた低温靭
性がもたらされることは自然である。

Ｂ、圧延、熱処理条件 ａ）圧延前加熱温度 圧延前加熱温度が１０］０℃を越えると、本発明方法に
おいて規定された化学成分を有する鋼を用いたとしても
加熱時のオーステナイト粒が粗大化してしまい、圧延の
ままではフェライトとベイナイトの銹細混合組織を得ら
れなくなってしまう。

従って、Ｄ「望の低温靭性が達成できなくなるので。

圧延前加熱温度は、１０００℃を上限とすることが不可
欠である。一方、加熱温度をより低くしても低温特性に
は悪影響がないが、低くしすぎると鋼片圧延時にロール
にかかる負荷が過大となって生産性を劣化することから
、目安としては９００〜１０００℃の加熱が適当といえ
る。

ｂ）圧延温度、及び圧下率 鋼に所定の強度と靭性な賦与するためには、熱ｒ’、’
＋　Ｉ：ｌ：ｉ正　ａ　Ｆ　ＲＱ　ｎ　Ｙ’　ト」　Ｔ
σ）’ＦＩＲ１１ｉＬ’　Ｍ　でｋＴＶｒ　ヌ、変形と
再結晶を繰り返してオーステナイト粒を細かくすること
が必要である。

その際に、８８０℃以下での累積圧下率が６０−未満で
は所望の微細化を実現できず、従って、８８０℃以下の
温度域での累積圧下率を６０％以。

上と定めた。

なお、圧下率の上限は格別に制限されるものではなく、
圧延機の能力や鋼片寸法、或いは製品寸法等により適宜
選択すれば良い。

Ｃ）仕上温度 ８５０℃を越える温度で仕上圧延を行うと、所望の細粒
組織を実現することができず、目的、とする高靭性の鋼
片が得られないことから、仕上温度を８５０℃以下と定
めた。

なお、仕上温度が低すぎると、本発明方法において規定
された化学成分を有する銅ではオーステナイトの未再結
晶域圧延となって、集合組織の発達による機械的性質の
異方性を生ずるようになることから、仕上温度は８５０
〜’７５０℃程度にすることが望ましい。

そして、上述のような熱間圧延条件のもとて本発明対象
成分鋼を圧延すれば、圧延の丑までフェライトとベイナ
イトの微細混合組織が得られるのである。

ｄ）焼戻し温度 本発明方法で規定した成分組成を有し、本発明の圧延条
件で製造した棒鋼は、圧延の′ｉ丑でもフェライトとベ
イナイトの微ｍな混合組織となるものであるが、更に必
要に応じて、その後５００〜７００℃の範囲内で焼戻し
処理を行え（は、降伏応力がより上昇し、且つ靭性の一
層の向上が実現される。

この場合、焼戻し温度が５０．０℃未’ｌ＋！ｉである
と前記の効果が十分に発揮できず、一方、焼戻し温度が
’７００℃を越えると焼戻し中にフエライ）・及びベイ
ナイトが両結晶を起して微細組織が崩れ、靭性の劣化を
招くことになるので、焼戻し温度を５００〜７００℃と
定めた。

〈実施例〉 次いで、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 １ず、Ｐ及びＳ含有量を抑制する常法にて、それぞれ第
１表に示される成分組成の鋼Ａ−Ｙを溶製した後、各々
１θＯｎ角の鋼片とし、圧延素材としだ。

次に、この鋼片を９５０℃に加熱し、８８０℃以下での
累積川下率が９０％で、仕上温度がＳＯＯ℃の熱間圧延
をｈ１１１シて、直径が２５１ｕｎの丸棒としだ。

そして、仕上圧延後、該丸棒拐を常温壕で大気中放冷し
た。

このようにして４４１られた圧延のままの各丸棒につい
て、ミクロ組織観察、引張試験、及び衝撃試験を行った
。

なお、ミクロ組織観察においては、圧延のまま材のフエ
ライｌ−、ベイナイト及びパーライトを判別するととも
に、その粒径をも測定した。

引張り試験では、平行部：１４ＭφのＪＩ８４号試験片
を圧延拐から削シ出し、０．５％全伸びに対する降伏強
さ、引張強さ、伸び（標点距離二５０間で計算）及び絞
りを測定した。

衝撃試験は、ＪＩ３４号（２ｍｍｖノツチ）シャルピー
試験片を用いて実施し、−１２０℃における吸収エネル
ギー［ｖＥ−１ｇｏ　〕と衝撃破面遷移温度（脆性−延
性破面遷移温度）　〔ｖＴｒｓ）で低温靭性な評価した
。

得られた結果を第２表に示しだ。

第２表に示される結果からも明らかなように５本発明方
法の条件を満たす成分組成（ｍＡ〜Ｐ）を有し、本発明
方法の条件を満足する手段にて製造された棒鋼は、いず
れも粒径が１０μｍ以下の微細な〔フェライト士ベイナ
イト〕の混合組織を呈し、降伏強さが４　’ＯｋｇｆＡ
ｉ以上で、且つｖｌＥ−１２０が３０　ｋｆｌｆ−ｍに
近い値を示しており、強度と靭性が極めて優れているこ
とがわかる。また、　ｖＴｒｓも、いずれも−１２０℃
より低く、−１２０℃の温度でも脆性破壊を生じないこ
とが明らかである。

これに対して、本発明方法における圧延条件を満たして
いても、成分組成が本発明の条件を満足しない棒鋼（鋼
Ｑ〜Ｙを適用し／こもの）１は、ｖＥ−１；：。

の値が低く、ｖＴｒｓも一１２０℃より高温側になって
いて、−１２０℃において脆性破壊を生じで靭性不良で
あることがわかシ、また、降伏強さについても４０　ｋ
ｇｆ／ｆｉａ未満のものがあり、強度的にも不安定であ
ることか明らかである。

実施例　２ 第１表に示した鋼Ａの１６０朋角鉢り片を用いて、圧延
条件を種々変化させて直径：２５＋ｕ＋の丸棒を製造し
た。

仕上圧延後は、該丸棒材を常温まで放冷しノＣ。

得られた丸イ奉について、実施例１と同じ要領でミクロ
組織、強度及び靭性の調査を行い、その結果を第３表に
示す。

第３表に示される結果からも、本発明方法で規定した成
分組成の銅を使用しても、圧延条件が本発明方法の範囲
から外れた手段では、強ＬＷ又は靭性、或いはそのいず
れもが劣化し、降伏強さが４０、　Ｏｋｇｆ／ｍａを越
えた値、ｖＴｒｓが一１２０℃よシも低い温度という目
標値を満たさないことが明らかである。

実施例　３ 第１表に示した鋼Ａ及びＬの１６’ｏ朋角鋼片を用いて
、 鋼片加熱濃度；９５０℃。

８８０℃以下での累積圧下率：９０チ。

仕上温度：８００℃ の条件で熱間圧延し、直径：２５間の丸棒を製造後、第
４表に示されるように４８０〜７２０℃に１時間保持後
大気放冷するという焼戻し処理を施した。

得られた丸棒について、実施例１と同じ要領でミクロ組
織、強度及び靭性な調べ、その結果を第４表に併せて示
した。

第４表に示される結果からは次のことがわかる。

即ち、焼戻し温度が４８０℃では、圧延のまま材と比べ
て降伏強さもｖＴｒｓも殆んど変化せず、焼戻しの効果
が認められない。

しかし、５００〜７００℃の焼戻し温度域では、降伏強
さの増加が著しく、同時にｖＴｒｓも大幅な低下を示し
ている。つ１！、＋、本発明の要件を満たす処理によっ
て、丸棒の強度及び靭性のいずれもが著しく向上するこ
とが明らかである。

ところが、７０　＋、）　℃を越える焼戻しを行うと、
ミクロ組織が粗大化して強度低下が引き起されるととも
に、靭性も劣化してしまうことも明白である。

く総括的な効果〉 」−ユ述のＪ、うに、本発明によれは、高価な合金元素
を多量に添加したり、格別に繁雑な手段を講することな
く　、　６１＆（の化学成分や圧延方法を調整するのみ
で、−１２０℃を下回るような極低温環境においても十
分に６１′１′ロ足できる高強度及び高靭性を有する棒
鋼がコスト安く製造できるなど、産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 代理人　富　１）　オ目　夫　ほか１名第１頁の続き ＠発明者　清水場　進　北ブ 合本 、州市小倉北区許斐町１番地　住友金属工業株式会社小
１鉄所内

Claims (2)

【特許請求の範囲】
1. （１）　Ｃ：　０．０２〜０．１０　％。 Ｓｉ：０．５ｇ６以下。 Ｍｎ：ｌ、１０〜２．５０％。 Ｍｏ：　０．１５〜０．５０％。 Ｎｂ：Ｏ，０１０〜０１００％。 Ａｅ：０．０１０〜００５０チ を含有するとともに、必要によシ、更にＣｕ：　Ｑ、０
   ５〜０．３０％。 Ｎｉ：０．０５〜１．２０％。 Ｃｒ：　０．０５〜１．２０％。 Ｔｉ：０．０１〜０．０５チ。 Ｂ　：　０．０００５〜０．００３０％のうちの１種以
   トをも含み、 Ｆｅ及び不可避的不純物：残り。 から成る成分組成で、かつ不純物中のＰ及びＳのうちの
   少なくとも一方の含有量が。 ｐ　：　ｏ、ｏ　１’ｏチ未満。 Ｓ：０．０１０φ未満 を満足する鋼片（以上、重量％）を、最高１０００℃捷
   での温度に加熱した後、 仕上温展：　８５ｕ℃以下。 ８８０℃以下の温反域での累積圧下率：６０チ以上 の熱間圧延を施し、次いで室温まで空冷することを特徴
   とする、低温靭性の優れた棒鋼の製造方法。
2. （２）　Ｃ：　０．０２〜０．１０チ。 Ｓｌ二０．５％以下。 Ｍｌコニ１．１０〜２．５０％。 Ｍｏ　：　０．１５〜０．５０％。 Ｎｂ：　０．０１０〜０１００チ。 Ａｅ　：　ｏ、　ｏ工０〜０．０５０％。 を含イｊするとともに、必要によシ、更にＣｕ：　０．
   ０５〜０．３０　％。 Ｎユ　：　○　０　５〜１　２０　％　。 Ｃｒ二　〇　０５〜１．２０％。 Ｔｉ：　０．０　１−０．０　５　係。 Ｂ：Ｏ，０Ｏ０５〜Ｏ，ＯＯ３０％ のうちの１種以上をも含み、 Ｆｅ及び不可避的不純物：残り。 から成る成分組成で、かつ不純物中の１〕及びＬ３のう
   ちの少なくとも一方の含有量が、 Ｐ：０．０１０係未満。 Ｓ：０．０１０％未満 を満足する鋼片（以上、重量％）を、最高１０００℃ま
   での温度に加熱した後、 仕上温度、８５０℃以下。 ８８０℃以下の温度域での累積圧下率：６０ｑ６以上 の熱間圧延を施し、次いで室温まで空冷してから、更に
   ５００〜’７００℃にて焼戻すことを特徴とする、低温
   靭性の優れた棒鋼の製造方法。