JPS61174328A - 高靭性をもつ構造用厚鋼板の製造法 - 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】 （産業上の利用分野） 本発明は高靭性を持つ構造用厚鋼板Ｏ製造法に係わ９、
特に鋼管、鋼構造物、がスまたは液体の貯Ｍ、装ｆ等に
用いられる靭性が高く王として厚さ２５鴫〜１００ｍ程
度の比較的断面厚みの大きい構造用厚鋼板の製造法に関
するものである。

（従来の技術および間１点） 一般くい強度４０〜１００　ｋｇｆ／＋ｗ＋”級の構造
用鋼は、従来圧延まま、圧延後焼準、焼入れ焼戻し等の
熱処理、更に最近では制御圧延、制御冷却、直接焼入焼
戻し等各種の製造法によって製造されているが、特に厚
手断面の鋼板を対象とする場合、これら通常行われる加
熱、圧延による製造法ではその後に熱処理や制御冷却な
どの処理を行りても、板厚中央部の靭性が表層部に比較
して小さくなり、構造用鋼として必ずしも良好なものと
云えず、これを改善する手段として多くの合金元素の添
加を行った夕、熱処理なＮｋｐ返したシする等の方法が
とらｎｌいたずらに溶接性の劣化や、工程の煩雑化など
を招く結果となっていた。

一方、これら構造用鋼に対する市場の要求は、匣用装置
の低下や溝遣吻の大型化の傾向から板厚の大きなしかも
、靭性の良好なものへと移ってゆくようになっている。

従りて上記板厚中央部を含めた靭性の向上対策が一層必
要となっていた。

即ち、先ず従来の鋼片の加熱方法は、圧延形状と圧延の
容易性を重視して、加熱速度を小さくし、しかも予熱段
階、加熱段階を経た後、均熱段階を設は鋼片の表、裏、
断面中央部を光分に均熱せしめたのち加熱炉から抽出し
圧延を行うと云う方法が普通であった。従って加熱時間
、即ち鋼片の加熱炉への装入から抽出迄の時間は通常、
冷片加熱の場合鋼片厚み２００〜２５０ｍ０場合で２〜
３時間、温片加熱（装入温度５００〜５５０℃）の場合
で約２時間であり、これが全体の圧延能力を制約すると
同時に鋼片のオーステナイト粒度な粗大にし、その後の
制御圧端、更には制御冷却の際粒度の微細化が必ずしも
充分でなくまた圧延中Ｏ板厚方向の温度差に起因する制
御圧延の効果の差で板厚方向の組織と粒度の差が生じ、
特に断面厚みの大きい厚鋼板では、板厚中央部の切欠靭
性が表１ｉ部に比して劣ると云う欠点が生じた。

（間蝋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、板厚方向の組織
および粒度を鋼片の加熱段階から制御し、鋼板の均熱工
程を意識的にとらず鋼片の表面と断面中央部の加熱温度
の差がついたまま圧延工程に入り、王地温度、圧下量を
規制することで上記の間４点を解消することが可能にな
ることを見出した。

即ち、本発明者らはこの問題を解消する手段として一片
の加熱速度を大きくシ、特に５００〜１０００℃間の変
態域とその上下の加熱速度を大きくすることと、最高加
熱温度における保持時間を最短にすることで結晶粒の成
長を極力抑制することが可能でるることを見出した。こ
の場合、鋼片の厚み方向の温度差は当然ながら大きくな
り、−片厚手方向の結晶粒度差がつき、また鋼片の中天
部は４合によってはフェライトとオーステナイトの二相
域のままで加熱工程を終えてもよく、いずｎにしても所
定の加熱速度、温度内でろればその後のｄ制御、圧延、
或いはさらに制御冷却を加えた場合、細粒化効果の差で
このＡ片加熱時の断面方向の粒度差は解消されることが
確認された。即ち、−片を圧延によって４鋼板とする際
、抜熱は表面から行われるから圧延作業の全工程にわた
りて表面側が中央部に比して低温となる。この状態で王
遮を行うと同一圧下蓋の場合低温である程圧下枝の４４
結晶し九オーステナイト粒度は細かく、また未再結晶域
における圧延でもオーステナイト中ｌこ生じる変形帯は
低温である程発達するから結果的に低温での圧下根細粒
化が著るしい。これが前述の鋼片加熱直後の鋼片厚み方
向の結晶粒度の差異を解消せしめ結果的に板厚方向の靭
性差の少い高靭性鋼の製造が可能となる。

また、更にこの効果を大きくするため特に板厚の大きい
厚鋼板の場合圧延作業に入る前に一片の表面から水冷し
鋼板の表面温度を中央部のそれより意識的に温度を下げ
て圧延を開始するともつと効果的でろることも知見した
。従って目的とする最高加熱温度に到達した後の圧延は
制御圧娠が必、　須であシ、制御圧延を行った後は製造
しようとする厚鋼板の化学成分や機械的性質に応じて制
御圧延まま、１ｔｔｌＪ御水冷或いは直接焼入れ焼戻し
などの各種工程をとればよいことも明らかとなった。

（発明の溝底、作用） 本発明は以上の如き知見に基いてなされたものでろって
その要旨とするところは重量％でＣＯ，０２〜０．２２
　％、　Ｓ　Ｏ，５％以下、Ｍｎ　０３〜２　％　、　
１　ｋ　ハさらにＣｒ　＋　Ｃｕ　＋　Ｎｉ　＋　Ｍｏ
の１種以上を合計で０、２〜４．３％、Ｔｏｔａｌ　ｋ
ｌ　０．０８％以下、Ｔｏｔａｌ　ＮＯ，００８％以下
を含み、さらに必要に応じて（Ａ）Ｂ０．ｏｏｏｓ〜０
．００２％、Ｔｉ０．００５〜０．０３％、Ｎｂ０．０
０５〜０．０４１　ＶＯ，ＯＯ５〜０．０４４Ｃ）１棟
又は２種以上、或いは（Ｂ）Ｃｍ　Ｏ，００５チ以下の
囚、ノ）いずれか一方又は両方を含＋残部がＦｅおよび
不可避的不純物から成る鋼片を４００℃以下の温度から
加熱を行い、鋼片の５００〜１０００℃の間の４面平均
昇温速度が７０／分以上になるように加熱し、鋼片の表
面温度が１２５０℃以下で（イ）しかも鋼片の表面とノ
４み方向中央部の温度差があるままの状態で加熱炉から
抽出して圧延を開始するか、或いは（ロ）厚み方向中央
部が８５０Ｃ以下になり、しかも前記温度差があるまま
の状態で加熱炉から抽出して、圧延を開始するか、或い
はまた（ハ）鋼片の厚み方向中央部が９００〜１０５０
℃になり、しかも前記温度差のあるままの状態で加熱炉
から抽出し、圧延に入る以前に鋼片表面から水冷をほど
こし、鋼片表面の温度が鋼片中央部の温度よりも低下し
てその温度差が５０℃以上になった時点で水冷を止め、
直ちに圧延を開始するかの（イ）、　（−）　、（ハ）
のいずれかについて夫々９２０℃以下での累計圧下率が
２０１以上となる圧延な行うことを特徴とする高靭性を
もつ構造用厚鋼板の製造法にある。

以下に本発明の詳細な説明する。

先ず本発明の対象とする構造用厚鋼板の底分範ｄの限定
理由について０ぺる・ ｉ＆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０．０２％未満ではＣ拡散律速であるフェ
ライト、／４−ライト、ベイナイト等の変態組織が得ら
れないため目標とする強度レベルの構造用鋼が得られな
い。また０、２２チを超えると靭性、ｆｆＩ接性が不良
とな夕構造用鋼としての特性を得ることはひつかしいの
てＣは０．０２〜０．２２チとした。このうちで特に良
好な範囲は０．０５〜０．１８チである。

次にＳｉは通常の製鋼法では鋼中に多少は含まれ、固溶
硬化によシ強度上昇に沓与するが多量に添加すると靭性
が劣化し、０．５チ超では特に溶接熱影響部の靭性４著
るしく劣化するため０．５チ以下とした。

またＭｎは靭性を大きく損わずに強度を上げるのに有効
な元素で１）鋼中に通常含有されるものでおるが、０．
３チ未満では構造用鋼としての強度を確保することが出
来ずまた２チ超では大きく溶接性を低下させる原因とな
る。この場合Ｍｎと同様な効果をもたらす元素としては
Ｃｒ　ｌ　Ｎｉ　＃　Ｃｕ　ｌ　ＭＯがろりこｎらはい
ずれも−の変態を遅らせ変態温度を下げるのに有効な元
素である。その際制御圧延後空冷を行う場合も、また水
冷を行う場合も厚鋼板の厚み中央部の冷却速度によシ目
標とする強度を得るためにはＣｒ　＋　Ｎｉ　＋　Ｃｕ
　＊　Ｍｏの１櫨以上を合計で少くとも０．２４以上が
必要である。なおこれらの各元素のうちＮｉ　、　Ｃｕ
はとくに靭性を向上させるのに効果がらシ、ｃｒ　ｌ　
Ｍｏは圧延後水冷を行う場合の焼入性の向上効果や炭化
物の組成や形態を改善する等の効果、Ｍｏは更に水冷後
の焼戻しを行う場合や強度が６０　ｋｇｆ／ｍ”以上の
高張力鋼の溶接部の応力除去焼鈍による脆化を防止する
効果等の多くの効果がおる。

しかし、これらの元素をあま夛多量に添加することは＠
凝性などを損うことになるため合計４．２−以下にとど
めた。

さらに紅は通常脱酸のために鋼中に添加されるものであ
ってＮと結合して加熱時のオーステナイト校Ｏ細粒化に
役立つが添加量がＴｏｔａｌ　０．０８　％を超えると
反って粒の粗大化とＡｔ２０３等の介在物量０４大を招
き靭性や加工性を阻害する場合がある。従ってｋｔ含有
量はＴｏｔａｌ　ｉで０．０８チ以下とした。

ＮはＡｔと結合して樹となｐ鋼片加熱時の結晶粒の粗大
化を防止するために効果があるが、高温状態での鋼片で
は固溶状態となシ、Ｂを含有する鋼種の場合、王低以降
の冷却の際にＢと結びついてＢＮとなシＢの焼入性効果
を削減することがある。

また更に一般的に浴接熱影看部の靭性な劣化せしめるこ
とが６５これらを著るしくする限界量として０．ｏｏｓ
チ以下とした。

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囚Ｂ　、　ＴＩ。

Ｎｂ　、　Ｖの１８［又は２種以上を鋼板の新面厚みに
応じて構造用鋼としての所定の強度と浴接性のバランス
を確保する目的で、または（Ｂ）Ｃａを浴接部の靭性な
大きく向上する目的で囚、（Ｂ）いずれか一方又は両方
を添加することが出来る。

先ず（Ａ）群の成分については、Ｂは焼入性の向上効果
があるが、０．ｏｏｏｓ％未満ではその効果が少く、０
．００２％超では溶接熱影響部等にＢの化合物が生じ、
靭性を著るしく劣化させる。

ＴＩはＮを固定し、Ｂを有効化させる性質をもつため０
．　ｏ　ｏ　ｓチ以上添加することが有ゆである。

しかしながらＴＩが０．０３チを超えた場合は地鉄中に
固溶することが１著るしく靭性を劣化させる。

ＮｂおよびＶはいずれも制御圧延の際の未再結晶域の上
限温度を上昇させ圧延の細粒化効果域を拡大させるのと
制御冷却後の焼戻時のＮｂ−？Ｖの炭・窒化物の析出に
よる強化をもたらすための重要元素でるるか、それぞれ
０．ｏｏｓチ未満の少量であると所期の効果が得られず
、一方０．０４　％を超えても上記効果は飽和するのみ
ならず溶接熱影響部や浴Ｎ鋼の切欠靭性を低下させる要
因となる。したかっ”ＣＮｂ、Ｖ共０．００５〜０．０
４％を限界量と決めた。

又、（Ｂ）群の成分であるＣａ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−？＃接熱影４
部のｑ欠靭性を向上させるため添加されると有効でおる
が０．　ｏ　ｏ　ｓチを超えると表面および内部欠陥が
多発する。

次に本発明の製造条件の規定についてその理由を説明す
る。

先ず、本発明において鋼片を加熱する際、４００℃以下
からとしたのは、鋳造まま、或いは減厚圧延、分塊圧延
を行った後の熱鋼片または冷却途中の鋼片でも、未だオ
ーステナイト−フェライトおよび・ぐ−ライト、又はベ
イナイト変態が終了していない場合、本発明のオーステ
ナイト→フェライト＋ノ譬−ライト変態域を通過させる
細粒化効果および逆に本発明の構成要素の一つであるフ
ェライト＋／母−ライト、又はフェライト＋・ぐ−ライ
ト＋ベイナイト→オーステナイト変態域を急速加熱する
ことによるオーステナイト粒の粗大化防止の効果が期待
出来ないため、鋼片加熱時鋼片全体がＡｃ１点（鋼材の
化学成分により異なるが７００〜７１０℃）よシ以下の
温度から急速に加熱することが必要なためである。なお
鋼片の厚みと冷却速度を考慮して余裕をもって４００℃
以下と規定した。

なお、加熱前の一片の冷却については通常９冷かめるい
は場合によっては脱水等その他の目的で績み重ねた状態
での空冷が行われるが、鋼片の加熱後のオーステナイト
粒度を細かくする目的から云えば、この加熱前の鋼片の
フェライト粒度を出来るだけ小さくした方が効果的でら
り、そのためには−片を水冷、気水冷却、衝風冷却など
の手段によって出来るだけ強制冷却するのが好ましい。

−まだ、講造後減厚圧地を行ったり、鋳造ままでも出来
るだけ厚みの小さい一片を選んで冷却速度の増大とその
後の加熱過程の加熱速度の増大を図るのが本発明の目的
としては効果的である。

次に鋼片の昇温速度を特定した温度範囲を５００〜１０
００℃としたのは、この範囲が便宜上決めた鋼の変態制
御に最も妥当な管理温度範囲であってＡｃ１点よりおよ
そ２００℃低い温度からＡｃ３点よりおよそ１００〜１
５０℃高い温度域を示し、本発明に規定する化学成分の
鋼の変態域はすべてこの温度範囲に入るからである。ま
たこの温度範囲の昇温速度は便宜上直線的と仮定する。

次にこの温度範囲での昇温速度を７℃／分以上としたの
はこの昇温速度未満の緩い昇温速度では加熱後のオース
テナイト粒度が本発明の主旨に沿う粒度にならず、その
後の制御圧延を行っても切欠靭性特にｉｆｉ面中火中央
部欠靭性が満足に改良されず、板厚方向の靭性の差とな
るばかシでなく、靭性の絶体ｉ１そのものが不足するか
らである。

次に鋼片の加熱温度を表面温度で１２５０℃以下とした
のは以下の理由による。即ち、前述の７℃／分以上の昇
温速度で加熱を行った場合、鋼片中心部と表面部は少く
とも１００℃以上の温度差がつく。しかるに、本発明に
規制される化学取分範囲の鋼では、オーステナイト粒の
異常成長温度はｕ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖ等の粒成長抑制元素
の含有量によって変化するものの安全をみて１１５０℃
と考えられるから鋼片中心部の粒異常成長を防止するた
め鋼片表面温１で１２５０℃を上限とした・なお、表面
温度の下限は規定しないが、特に厚みの大きな厚板の場
合には、圧延時の温度低下が比較的小さいので！ＩＩＩ
御圧延の効果の大きい表面温度で９２０℃以下の温度に
持ち込むための待ち時間が最小になるように鋼片の加熱
温度を低くすることが好ましい。一方、厚みの小さな厚
鋼板の場合は、所定の厚み迄圧延するのに時間がかかる
ので加熱温度を低くすると鋼板の厚みや本型等に制約が
加えられるようになるため商用ベースでの製造が困難に
なり、通常加熱温度の下限は表面温度で９００℃程度と
なる。

ところで、本発明者らは、板厚の特に大きな厚鋼板の場
合の板厚中央部の靭性な向上させるには加熱温度を更に
低目にとり、鋼片の中央部の組織がフェライトとオース
テナイトの混合域の状態から圧延を開始し、圧延中また
は圧延後表面層からの熱の移動による均熱により、オー
ステナイトに態を終了させることを行えば更にオーステ
ナイト粒度が細かくなると云う矧見を得ている。従って
特に厚みが５Ｏ−Ｉｌ＋を超えろような厚鋼板の場合は
、鋼片の中央部が８５０℃以下のオーステナイト変態が
未だ終了していない温度域で圧延を開始し、圧下を施こ
すことが有効でおる。

なお、通常厚みの大きな鋼板の場合、中央部の約５０チ
の範囲で靭性が劣ることが多いことから、特に５０ｍ１
の厚鋼板では鋼片の加熱時でも鋼片の中央部約５０チの
範囲が８５０℃以下となることが好ましい。この場合鋼
片中央部の温度は予め鋼片中央部に穿孔挿入した熱電対
による測温結果と加熱操炉条件との関係や表面温度の推
移からの計算で知ることが出来る。

また、特に５０鵡を超えるような厚鋼板の場合、前記の
手段の他に鋼片を加熱して表面温度が１２５０℃以下で
且つ鋼片の厚み方向中央部の温度が９００〜１０５０℃
になジ、しかも鋼片の表面温度と厚み方向中央部の温度
差があるままの状態で加熱炉より抽出し、圧延が開始さ
れる前に水冷により表ｒｆＪ温度を低下させ、鋼片中央
部の温度が逆に表面温度よシ５０℃以上高くなった状態
から圧延を開始することもできる。

この理由は鋼板中央部の制御圧延の効果を大きくするた
め鋼片中央部を一旦Ａｅ３点よシ高込温度に急速加熱し
た後、鋼片の表面温度を下げ熱伝達係数を大きくしてか
らＡ吟中央部の温度低下を容易にさせ、圧危と同時に制
御冷却を効果的にするもので、鋼片加熱温度を一片厚み
中央部で９００〜１０５０ｃにしたのは、この温度範囲
が鋼片の圧風が可能でしかも出来るかぎり低い温度でち
ゃ、さらに圧延時に制御冷却を行う場合でも充分オース
テナイト領域を保つ温度域からの冷却が可能な温度範囲
でおるからである。この場合９００℃未滴でおると圧鶏
中に温度降下によりＡｒ５ｉ態点を切り、フェライト変
態が生じてフェライト、オーステナイトの二相域圧延を
行う可能性が大きくなり板厚方向の靭性劣化の危険性が
生じる。また１０５０℃超では厚み中央部の制御圧延を
有効にするだめの９２０℃以下の温度に到達させるため
の待ち時間を大きく必要とし、高能率の圧延が出来にく
くなる丸めである。

尚水冷によって表面温度が一片中央部温度よシ低下して
、その温度差が５０Ｃ以上となるよう規定したのは、表
面の熱伝達係数を鋼片中央部より大すくシ、中央部から
の抜熱な有効にならしめるためで５０Ｃ以上の差をつけ
た場合に初めてこれが効果的となるからである。

不発明においては以上のような各櫨工程を経たのち圧延
を開始するのであるが、この場合圧逸時の圧下瀘として
９２０℃以下での累計圧下量を２０チ以上としたのは、
本発明に規定する化学取分の鋼では未再結晶域を含む制
御圧延有効＠度域が９２０℃以下でるるからで、この温
度よシ低い温度域での累計圧下量が２０％以上の場合、
本発明の目的とする高靭性厚鋼板の必要とする細粒の組
織となるからで、圧下率が２０チに未たないとこの効果
が小さく、靭性のすぐれた構造用鋼は得られない。従っ
て９２０℃以下の累計圧下量を２０チ以上と限定した。

次に本発明の効果を５１！丙例につきさらに具体的に説
明する。

（実施例） ｇ１表に示す化学成分を有する鋼を溶製し、同表欄外に
示す鋳造条件で連続鋳造、又は普通造塊−分塊圧延を行
い、連続鋳造の場合は鋳造まま、゛または減厚圧地後第
２表に示す製造条件にそった製造を行い、各種厚みの厚
鋼板よりその厚み方向の１／４の位置から引張試験片を
、１／４とＶ２の位置からシャルピー試験片を採取しそ
れぞれ試験を行った。これらの試験結果を第２表に併記
して示す。

これらによると本発明による＆１〜扁３２の鋼はいずれ
も切欠靭性が良好でしかも板厚Ｖ４と１／ｌ！の位置の
値が極めて接近した厚鋼板が得られていることがわかる
。

こｎに対し４３３〜３５は化学取分が本発明の規定値よ
り外れたもの、＆３６〜４７は化学取分が本発明の規定
に入っているものの本発明の規定する製造条件に外れて
いるため、いずれも強度並びに靭性、荷に板厚中心部の
靭性が非常に劣る結果を示しており一片の急速加熱や、
−片の加熱終了時点での厚み方向の温度勾配の効果が発
揮された本発明との差が明瞭に現れている。

（発明の効果） 以上の実月例からみても明らかな如く本発明によれは、
従来法により得られた鋼に比して靭性が良好で、しかも
厚み方向の靭性差の極めて少い鋼材を製造しうろことが
可能となるものであＱ１産業上の効果は顕著なものがあ
る。

Claims (3)

【特許請求の範囲】
1. （１）重量％でＣ０．０２〜０．２２％、Ｓｉ０．５％
   以下、Ｍｎ０．３〜２％またはさらにＣｒ、Ｃｕ、Ｎｉ
   、Ｍｏの１種以上を合計で０．２〜４．２％、Ｔｏｔａ
   ｌＡｌ０．０８％以下、ＴｏｔａｌＮ０．００８％以下
   を含み、さらに必要に応じて（Ａ）Ｂ０．０００５〜０
   ．００２％、Ｔｉ０．００５〜０．０３％、Ｎｂ０．０
   ０５〜０．０４％、Ｖ０．００５〜０．０４％の１種又
   は２種以上、或いは（Ｂ）Ｃａ０．００５％以下の（Ａ
   ）（Ｂ）いずれか一方又は両方を含み残部がＦｅおよび
   不可避的不純物から成る鋼片を、４００℃以下の温度か
   ら加熱を行い鋼片の５００〜１０００℃の間の断面平均
   昇温速度が７℃／分以上になるように加熱し、鋼片の表
   面温度が１２５０℃以下でしかも鋼片の表面と厚み方向
   中央部の温度差があるままの状態で加熱炉から抽出して
   、圧延を開始し、９２０℃以下での累計圧下率が２０％
   以上となる圧延を行うことを特徴とする高靭性をもつ構
   造用厚鋼板の製造法。
2. （２）重量％でＣ０．０２〜０．２２％、Ｓｉ０．５０
   ％以下、Ｍｎ０．３〜２％、またはさらにＣｒ、Ｃｕ、
   Ｎｉ、Ｍｏの１種以上を合計で０．２〜４．２％、Ｔｏ
   ｔａｌＡｌ０．０８％以下、ＴｏｔａｌＮ０．００８％
   以下を含み、さらに必要に応じて（Ａ）Ｂ０．０００５
   〜０．００２％、Ｔｉ０．００５〜０．０３％、Ｎｂ０
   ．００５〜０．０４％、Ｖ０．００５〜０．０４％の１
   種又は２種以上、或いは（Ｂ）Ｃａ０．００５％以下の
   （Ａ）、（Ｂ）いずれか一方又は両方を含み残部がＦｅ
   および不可避的不純物からなる鋼片を、４００℃以下の
   温度から加熱を行い、鋼片の５００〜１０００℃の間の
   断面平均昇温速度が７℃／分以上になるように加熱し、
   鋼片の表面温度が１２５０℃以下で且つ厚み方向中央部
   が８５０℃以下になり、しかも鋼片の表面と厚み方向中
   央部の温度差があるままの状態で加熱炉から抽出して、
   圧延を開始し、９２０℃以下での累計圧下率が２０％以
   上となる圧延を行うことを特徴とする高靭性をもつ構造
   用厚鋼板の製造法。
3. （３）重量％でＣ０．０２〜０．２２％、Ｓｉ０．５％
   以下、Ｍｎ０．３〜２％、またはさらにＣｒ、Ｃｕ、Ｎ
   ｉ、Ｍｏの１種以上を合計で０．２〜４．２％、Ｔｏｔ
   ａｌＡｌ０．０８％以下、ＴｏｔａｌＮ０．００８％以
   下を含み、さらに必要に応じて（Ａ）Ｂ０．０００５〜
   ０．００２％、Ｔｉ０．００５〜０．０３％、Ｎｂ０．
   ００５〜０．０４％、Ｖ０．００５〜０．０４％の１種
   又は２種以上、或いは（Ｂ）Ｃａ０．００５％以下の（
   Ａ）、（Ｂ）いずれか一方又は両方を含み残部がＦｅお
   よび不可避的不純物からなる鋼片を、４００℃以下の温
   度から加熱を行い、鋼片の５００〜１０００℃の間の断
   面平均昇温速度が７℃／分以上になるように加熱し、鋼
   片の表面温度が１２５０℃以下で且つ厚み方向中央部が
   ９００℃〜１０５０℃になり、しかも鋼片の表面と厚み
   方向中央部の温度差があるままの状態で加熱炉から抽出
   し、圧延に入る以前に鋼片表面から水冷を施し、鋼片表
   面の温度が鋼片中央部よりも低下して、その温度差が５
   ０℃以上となった時点で水冷を止め、直ちに圧延を開始
   し、表面温度で９２０℃以下の累計圧下率を２０％以上
   となる圧延を行うことを特徴とする高靭性をもつ構造用
   厚鋼板の製造法。