JPH0364414A - 耐ｈｉｃ特性に優れた高張力高靭性鋼板の製造方法 - 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】 ［産業上の利用分野］ この発明は、耐ＨＩ　Ｃ特性に優れた高張力高靭性鋼板
の製造方法に関するものである。

［従来の技術］ 石油あるいはガス輸送ラインパイプに用いられる鋼板に
対して要求される性能は、その敷設環境により異なって
いる。

輸送ガス中の硫化水素濃度の高い環境では、耐水素割れ
性および耐硫化物応力腐食割れ性の高い鋼材が要求され
ている。耐１−Ｉ　Ｔ　Ｃ（耐水素右機制れ）特性の向
上のためには、ＨＩ　Ｃの発生点となるＭ　ｎ　Ｓの形
態制御にＣａ、ＲＥＭ等が添加されている。また、ＨＩ
　Ｃの伝播を防ぐため、低温変態生成物の制御および偏
析の低減、添加元素（Ｃ。

Ｍｎ、Ｐ）　　の制限、加速冷却（急冷）により均一な
組織を得ること等の方法が従来から用いられている（特
開昭５７−８５９２８号公報、特開昭５７−１６１．８
４号公報）。このとき、圧延および加速冷却条件として
は、α＋γ二相領域での圧延後の加速冷却においては、
組織の不均一あるいは硬化相を現出させるため、圧延終
了温度をＡＦ。

点点」二の温度が好ましいとされている（特開１１１”
？５４−　］１−８３２５　）。

また、低温環境で使用される鋼材には飾性破壊防止のた
め、良好なりＷＴＴ特性が要求されている。良好なりＷ
ＴＴ特性を得る方法としては、α＋γ二相領域での圧延
を行なうことにより、加工フェライ１−の伸長ならびに
衝撃破面のセパレーションを発生させ遷移温度の低下を
図る場合が多い（特開昭５５〜１１５９２４．）。

一方、ラインパイプ材の強度は、輸送効率の」二昇、使
用鋼材量低減等のため、年々高強度化している。このよ
うな高強度材の製造らは、制御圧延および加速冷却を利
用した’ｒ　Ｍ　ＣＰにより製造されている。加速冷却
方法としては、Ａｒ、点点上の温度で圧延を終了させた
後に、５５０〜６５０℃まで５〜２０　’Ｃ／ｓｅｅの
冷却速度で冷却する方法（特開昭５４−２１９１．７号
公報）および５００℃以下の温度まで２〜２５℃／ｓｅ
ｅの冷却速度で冷却する方法（特開昭５８−１．２０７
２７号公報）等が開示されている。

［発明が解決しようとする課題］ このように、ラインパイプ用の鋼板に要求される性能が
単一の場合には、上述した方法によってその要求性能を
満足させることは可能である。しかしなから、近年、低
温で且つ硫化水素濃度の高い環境で使用される、高強度
で１つ低い降伏比を有する鋼の要求が高まるにつれて、
従来の解決方法では、この要求を満足できなくなりつつ
ある。

即ち、ラインパイプ用の鋼板を製造する場合において、
γ領域での圧延は耐Ｉ−Ｔ　Ｔ　Ｃ特性を改善するがＤ
　Ｗ　Ｔ　Ｔ特性の劣化をまねき、一方、逆にα＋γ領
域での圧延はＤＷ、ＴＴ特性を向上させるが耐ＨＩ　Ｃ
特性の劣化および降伏比の」二昇をまねく。

従って、上記２つの特性を同時に満足させることは従来
方法では非常に困難であった。

さらに、加速冷却方法においても、−上述の要求から、
炭素添加量を低減させ、Ｍｎ等の添加によって強度の上
昇を図った鋼においては、圧延終了後に起こる変態終了
温度が加速冷却停止温度以下となる場合がある。このよ
うも・場合、加速冷却停止後の放冷時にフエライ１ヘー
パーライト変態が起こり、目的とする均一な組織が得ら
れない場合がある。また、この組織の降伏比は高いもの
となる。

さらに、加速冷却停止温度の低下は、鋼穐によっては、
高強度が得られるものの著しい靭性の劣化をまねく場合
がある。

従って、この発明の目的は、上述した多様な要求性能を
満足させるためになされたものであって、耐ＨＩ　Ｃ特
性に優れ、高強度、高靭性七つ低降伏比を有する鋼板の
製造方法を提供することにある。

［課題を解決するための手段］ 発明者等は、上述した問題を解決すべく鋭意努力した。

その結果、α＋γ二相領域での圧延により牛しるセパレ
ーションを発生させず、且つ、合金元素（主に炭素）の
添加を低減し、高強度、高靭性を得るためには、微細且
つ均一なベイナイＩ・組織（アシキュラーフェライト）
が有効であること、および、低炭素鋼においては前記組
織とした場合に耐ＨＩＣ特性が良好となることを知見し
た。

この発明は上述の知見に基いてなされたものであり、 Ｃ：　０，０２　−０．０６　　ｕｔ、％、Ｓｉ　　：
　０．０３　−０．５０　　ｗｔ．％、Ｍｎ　　：　０
．５　　−２．５　　　ｕｌ：、％、Ｎｂ　　：　０．
００５　−０．１００　　ｗｔ；、％、Ｔｊ：　０．０
０５　−０．］００　　ｔｉｔ；、％、／＋Ｑ　：０．
００５　〜０．１００　　リＬ１％、Ｃａ　　：　０．
０００５〜０．００８　　ｗｔ．％、Ｓ：０．００４す
ｔ０％以下、 下記からなる群のうち少なくとも１つの元素、 Ｃｕ　　：　０．５　　ｗｔ、％以下、Ｎｉ　　：　０
．５　　ｗｔ．％以下、Ｃｒ　　：　０．５　　ｕｔ、
％以下、Ｍｏ　　：　０．５　　ＩＩＩｔ、％以下、Ｖ
　　：　０．１５　Ｗｔ、％以下、および、残部二Ｆｅ
　　および　不ｉｊ■避不純物、からなるスラブを１０
００〜１２５０℃の温度に加熱し、次いで、加熱された
前記スラブに対し、圧延温度：オーステナイト再結晶温
度域、の条件で第１段目の圧延を施し、次いで、圧延温
度ニオーステナイト未再結晶温度域、累積圧子率：７０
％以」−１圧延仕上り温度：Ａｒ３点以上、の条件で第
２段目の圧延を施し、次いで、鋼種により定まるバーラ
イ１へ生成の臨界冷却速度以上の冷却速度で、Ａｒ３点
以」二の温度からＡｒ３点−２５０℃以下の温度まで冷
却することに特徴を有するものである。

次に、この発明の鋼板の製造条件および鋼の化学成分組
成を上述のように限定した理由を以下に述べる。

■　スラブ加熱温度 我々は、スラブ加熱温度がＤＷＴＴ特性に及ぼす影響を
下記の試験によって調べた。即ち、第１表に示す、本発
明内の化学成分組成を有する供試鋼（スラブ）を１００
０〜１３００″Ｃの種々の温度に加熱し、次いで、オー
ステナイト再結晶温度域で第１段目の圧延を施し、次い
で、圧延温度ニオ−ステナイト未再結晶温度域、累積圧
下率：７５％、圧延終了温度二り００℃、の条件で第２
段目の圧延を施し、次いで８００℃から５００’Ｃまで
、１５℃／ｓｅｅの冷却速度で加速冷却（急冷）し、加
熱温度とＤＷＴＴ試験結果との関係を調べ、第１−図に
その結果を示した。第１図に示すように、本発明供試鋼
においても、加熱温度が１２５０’Ｃを超えると良好な
りＷＴＴ特性が得られなくなる。

一方、設備１および圧延能率の制約から加熱温度は」Ｏ
ＯＯ′Ｃ以」二が好ましい。

０ ■　オ未再結晶ィ１−未再結品ｄ１Ａ度域での累積圧−
ト率 我々は、オーステナイト未再結晶温度域での累積圧下率
がＤＷＴＴ特性に及ぼす影響を下記の試験によって調べ
た。即ち、第王表に示す、本発明内の化学成分組成を有
する供試鋼（スラブ）を、１２００℃の温度に加熱し、
次いで、オーステナイト再結晶温度域で第１段目の圧延
を施し、次いで、オーステナイト未再結晶温度域で、圧
延終了温度を８００℃とし、累積圧下率を５０〜８０％
の範囲に変化させて第２段目の圧延を施し、次いで、８
００℃から５００　’Ｃまで１５℃／ｓｅｃの冷却速度
で加速冷却し、累積圧下率とＤＷＴＴ特性との関係を調
へ、第２図にその結果を示した。第２図に示すように、
累積圧下率が７０％以上となるとＤＷＴＴ特性は向」ニ
し、α＋γ二相域圧延を行なわずに良好なりＷＴＴ特性
が得られる。

■　圧延終了温度 我々は、圧延終了温度（加速冷却開始温度）がＨＩ　Ｃ
特性［ＣＬ　Ｒ：　Ｃｒａｃｋｉｎｇ　ｌｅｎｇｔｈ　
ｒａｔｊｏ　（割れ長さ率）］に及ぼす影響を下記の試
験によって調へた。即ち、第１表に示す、本発明内の化
学成分組成を有する供試鋼（スラブ）を１．２’ＯＯ’
Ｃに加熱し、次いで、オーステナイト再結晶温度域で第
■段目の圧延に施し、次いで、圧延温度：オーステナイ
ト未再結晶温度域、累積ル下率：７０％、圧延終了温度
を６８０〜８００℃の範囲に変化させた条件で第２段目
の圧延を施し、次いで、６８０−８００℃から５００　
’Ｃまで１５℃／ｓｅｃの冷却速度で加速冷却した。そ
して、得られた供試鋼板を硫化水素を飽和させた５ｗｔ
、％食塩−０，５れ、２酢酸からなる水溶液に９６時間
浸漬して耐ＨＩＣ特性を調べ、その結果を第３図しこ示
した。なお、供試鋼のＡｒ３点（’Ｃ）は、下記（１）
式によって求められる。

Ａｒ５＝９］０−３１０Ｃ−８０Ｍｎ−２０Ｃｕ−１５
Ｃｒ５５Ｎｉ−８０Ｍｏ　　−４１）式 第３図に示すように、圧延終了温度がＡｒ３点（（１）
式より７６０℃）未満では耐ＨＩＣ特性の劣化か認めら
れる。従って、圧延終了温度はＡｒＪ１ ２ 点（Ａｒ３温度）以りとすべきである。

■　冷却速度 我々は、冷却速度が引張特性および靭性に及ぼす影響を
下記の試験によって調べた。即ち、第１表に示す、本発
明内の化学成分組成を有する供試鋼（スラブ）を１２０
０℃の磨度に加熱し、次いで、オーステナイト再結晶温
度域で第１段目の圧延を施し、次いで、圧延温度：オー
ステナイト・未再結晶温度域、累積圧下率：７５％、圧
延終了温度：８００’Ｃの条件で第２段目の圧延を施し
１次いで、８００”Ｃから５００℃まで、冷却速度を５
〜３５℃／ｓｅｃの範囲に変化させて加速冷却した。

そして、得られた供試鋼板の引張特性および靭性を調へ
、その結果を第４図に示した。なお、パーライト生成の
臨界冷却速度は、下記（２）式によって求められる。

パーライト生成の臨界冷却速度＝　３００／ｋｐ（２）
式 ％式％ ただし、 ｋｐ：パーライトの生成に要する８００℃から５００　
’Ｃまでの冷却時間。

第４図に示すように、冷却速度がバーライｌ−生成の臨
界冷却速度以上となると、引張強度が上昇し、降伏強度
は低下する。このとき、靭性の劣化は認められない。ま
た、得られた供試鋼板の組織Ｒ察の結果では、臨界冷却
速度未満の５℃／ｓｃｃで冷却した鋼板にはパーライト
の生成が認められるが、臨界速度以上となる１５℃／ｓ
ｅｅで冷却した鋼板ではノ５〜ライトの生成は認められ
ず均一な組織となっている。このように、パーライト生
成の臨界冷却速度以」二で冷却した場合、均一なベイナ
イト組織により引張強度の」―昇がもたらされ、１つ、
靭性は劣化しない。従って、冷却速度は、鋼種によって
定まるパーライト生成の臨界冷却速度以」二とすべきで
ある。

■　冷却停止温度 我々は、冷却停止温度が引張特性および靭性に及ぼす影
響を下記の試験によって調べた。即ち、第２表に示す、
本発明内の化学成分組成を有する供試鋼Ａ、　Ｂ　（ス
ラブ）を１２００’Ｃの温度に加熱し、次いで、圧延温
度：オーステティ１−再結晶温度域で第１段目の圧延を
施し、次いで、圧延温度：オーステティ１へ未再結晶温
度域、累積圧下率：７５％、圧延終了温度：８００℃の
条件で第２段目の圧延を施し１次いで、８００　’Ｃか
ら１−５℃／ｓｅｃで室温から６５０″Ｃまで冷却停止
温度を変化させて加速冷却した。そして、得られた供試
鋼板の引張特性および靭性を調へ、その結果を第５図に
示した。

第５図に示すように、冷却Ｐｊ止湿温度ＡｒＪ点−２５
０℃以下では、引張強度の」二昇ならびに降伏比の低下
が認められる。この場合、靭性の劣化も認められない。

これに対して、Ａｒ３点−２５０℃を超える温度で加速
冷却を停止した場合、冷却速度が臨界冷却速度以上であ
っても、加速冷却後の放冷中にフェライト−パーライト
変態が進行し均一なベイナイ）−組織が得られない。一
方、冷却停止温度をＡｒ３点−２５０’Ｃ以下とすると
変態は完了し、その後の放冷時に組織変化は起こらず均
一なヘイナイト組織が得られる。従って、冷却停止温度
はＡｒ、点−２５０℃以下とすべきである。

なお、Ａｒ３点−２５０℃以下の温度で冷却を停止した
後は、上述したように、室温まで放冷する。

５ ６ ■　鋼の化学成分組成 （１）　Ｃ（炭素） 化学成分組成に関する本発明のポイントは、Ｃ含有量に
ある。我々は、Ｃ含有量が引張強度および靭性に及ぼす
影響を下記の試験によって調べた。

即ち、Ｃ含有量を０．０３〜０．１５まで種々変化させ
残りの化学成分組成は本発明範囲内の供試鋼（スラブ）
を１２００℃に加熱し、次いでオーステナイト再結晶温
度域で第１段目の圧延を施し、次いで、圧延温度ニオ−
ステナイト末再結晶温度域、累積圧下率＝７５％、圧延
仕上り温度＝８００℃（Ａｒ３点以上）、　の条件で第
２段目の圧延を施し、次いで、パーライト生成の臨界冷
却速度以上の冷却速度で、８００　’Ｃから５００℃ま
たは３５０℃（面温度とも供試鋼のＡｒ３点−２５０℃
以下）の温度まで加速冷却した。そして、得られた供試
鋼板の引張特性および靭性を調べ、その結果を第６図に
示した。

第６図に示すように、Ｃ含有量が０．０６ｗｔ１％を超
えると、強度が上昇し靭性の劣化が生じる。

さらに、Ｃ含有量の上昇により加速冷却停止温度の変化
による強度変化も大きくなる。Ｃ含有量か０．０６ｗｔ
、％以下であれば靭性の劣化が小さく口つ加速冷却（水
冷）停止温度による強度変化か少ない。一方、Ｃ含有量
が０．０２ｗｔ、Ｚ以上であれば、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ等の
析出硬化を直効に利用することができる。従って、Ｃ含
有量は０．０２〜０．０６ｗｔ、％の範囲に限定すべき
である。

（２）Ｓｉ（シリコン） Ｓｌは脱酸のため添加される。Ｓ〕含有量が０．０３ｗ
ｔ、％未満では上述した作用に所望の効果が得られない
。一方、Ｓｊ含有量が０　、５　ｗｔ、％を超えると靭
性が劣化する。従って、Ｓｉ含有量は０．０３〜０．５
ｗｔ、％の範囲に限定すべきである。

（３）　Ｍｎ　（マンガン） Ｍｎは脱酸のため添加される。　Ｍｎ含有量が０．５ｗ
ｔ、％未満では上述した作用に所望の効果が得られない
。一方、Ｍ、　ｎ含有量が２　、５　ｗｔ．％を超える
と溶接性が劣化する。従って、Ｍ　ｎ含イｉ’ｆｆｌは
、０．５へ２　、５　ｗｔ、％の範囲に限定す八きであ
る。

（４）Ｎｂにオブ） Ｎｂは強度および靭性を向上させる作用がある。

Ｎｂ含有量が０．００５ｗｔ、％未満では」二連した作
用に所望の効果が得られない。一方、　Ｎｂ含有量が０
　、１　ｗｔ、％を超えると母材および溶接部の靭性を
劣化する。従って、　Ｎｂ含有量は０．００５〜０．１
ψｔ、％の範囲に限定すべきである。

（５）Ｔｉ（チタン） Ｔｉはスラブ加熱時のオーステナイトの粗大化を防止す
る作用を有する。Ｔ」含有量が０．００５ψｔ０％未満
では上述の作用に所望の効果が得られない。一方、Ｔ］
含有量が０　、１　ｗｔ．％を超えると溶接部の靭性を
劣化する。従って、Ｔｊ含有量は０．００５〜Ｏ０↓ｗ
ｔ、％の範囲に限定すにきである。

（６）Ａｌ　（アルミニウム） Ａ、　Ｑは脱酸のため添加される。Ａｌ含有量が０．０
０５ｗｔ．％未満では上述した作用に所望の効果が得ら
れない。一方、Ａｆｆ含有量がＱ　、　１　ｗｔ、％を
超えると非金属介在物の増加をもたらしシャルピー吸収
エネルギーを低下させる。従って、Ａｌ】９ 含有量は０．００５〜Ｏ０］、ｗｔ、１の範囲に限定す
八きである。

（７）　Ｃａ　（カルシウム） Ｃａは介在物の形態を変化させＩ−Ｉ　Ｉ　Ｃの基点を
減少させる作用を有する。Ｃａ含有量がＯ，０００５ψ
ｔ：。

％未満では上述した作用に所望の効果が得られない。一
方、Ｃａ含有量が０．−００８ｗｔ、％を超えると逆に
介在物の量の増加をもたらす。従って、Ｃａ含有量は０
．０００５〜０．００８ｕｔ、％Ｉ７）範囲に限定すべ
きである。

（８）　Ｓ　（硫黄） Ｓは不純物として不可避の元素であるが。

０．００４ｗｔ、％以下の含有量であれば実害はない。

ただし、　Ｓ含有量が０．００４ｗｔ、％を超えるとＨ
ＩＣの基点となる介在物が増加し、耐ＨＩ　Ｃ特性を劣
化させる。従って、Ｓ含有量は０．００４ｔｉｔ。

％以下とすべきである。

（９）　Ｃｕ　（銅） Ｃｕは耐真性を向上させる作用をイｆするが、Ｃｕ含有
量が０．５ｗｔ、％を超えると溶接部の靭性が劣０ 化する。従って、Ｃｕ含有量は０　、５　ｗｔ、Ｚ以下
に限定すべきである。

（１０）　Ｎｉ　にッケル） Ｎｉは強度および靭性を向」二する作用を有するが、Ｎ
］含有量が０　、５　ｗｔ．％を超えると経済的に不利
である。従って、Ｎ〕含有量は０．５ｗｔ、％以下に限
定すべきである。

（＋、１．）　Ｃｒ　（クロム） Ｃｒは耐食性を向上させる作用を有するが、Ｃｒ含有量
が０　、５　ｗｔ．％を超えると、溶接部の靭性が劣化
する。従って、Ｃ「含有量は０．５ｗｔ、％以下に限定
すべきである。

（１２）　Ｍｏ　（モリブデン） Ｍｏは強度および靭性を向上させる作用を有するが、Ｍ
ｏ含イイ量が０．５ψｔ：、％を超えると経済的に不利
である。従って、Ｍｏ含有量は０　、５　ｗｔ、％以下
に限定す尺きである。

（１３）　Ｖ　（バナジウム） ■は強度および靭性を向上させる作用を有するが、■含
有量が０．１．５ｗｔ、％を超えると母材および溶接部
の靭性が劣化する。従って、■含有量は０．１５ｗｔ、
％以下に限定すべきである。

次に、この発明を実施例により更に詳しく説明する。

［実施例］ 第３表に示す化学ｌ＆分組成をイ「する、本発明鋼（ス
ラブ）Ａ、Ｂ、Ｃ１および比較鋼（スラブ）Ｄの各々か
ら、本発明の製造方法または本発明外の製造方法によっ
て、仕上げ板厚２５　ｎｕｎの、本発明鋼板Ｎ（１１−
，７，８，１０、および、比較鋼板Ｎ。

２〜６　、９　、１．　］、　、　１．２を調製した。

圧延条件、冷却（水冷）条件は第４表に示した。また、
本発明鋼Ａ−Ｃ１比較鋼りの未再結晶温度、前連の（１
）式から求めたＡｒＪ温度、　および、前連の（２）式
から求めた臨界冷却速度を第３表に併せて示した。

そして、本発明鋼板および比較ｌｄＡ板の各々の降伏強
度、引張強さ、降伏比を調べその結果を第５表に示した
。さらに、本発明鋼板および比較鋼板の各々に対して、
シャルピー試験、Ｄ　Ｗ　’Ｉ”　Ｔ試験、ＨＩ　Ｃ試
験を行ないその結果を第５表に併せて示した。

第３表〜第５表から明らかなように、本発明鋼板Ｎｏ、
　１は、卓越した強度靭性バランスおよび良好な耐ＨＩ
　Ｃ特性を有している。

比較鋼板Ｎα２〜６は、本発明鋼板Ａを用いているが、
Ｎｏ、　２は加熱温度、Ｎα３は仕上げ温度、Ｎｏ、　
４は未再結晶温度域での圧下率、Ｎα５は水冷停止温度
、Ｎα６は冷却速度が本発明の製造条件から外れている
ため、本発明鋼板と比較し、劣化した材質および耐ＨＩ
　Ｃ特性を示した。比較鋼板Ｎｏ、２．４においてはＤ
ＷＴＴ特性、比較鋼板Ｎα３においてはＨＩＣ特性、比
較鋼板Ｎα５，６においては降伏比、ＤＷＴＴ特性が、
本発明鋼板と比較して劣化していた。

本発明鋼Ｂ、Ｃにおいても、本発明の製造方法によって
製造された本発明鋼板ＮＱ７，８．１０においては、良
好な諸性性が得られるが、圧延冷却条件が本発明の条件
を外れた比較鋼板Ｎα９においてはＩ−Ｉ　Ｉ　Ｃ特性
が、比較鋼板Ｎｏ　１１においては降伏比、ＤＷＴＴ特
性が本発明鋼板と比較して劣化し３ ４ ていることが確認された。

Ｃ含有量が本発明外の比較ｔｌｌｌＤにおいては、製造
条件が本発明の条件内であっても、靭性、耐■（ＩＣ特
性において良好な特性が得られていない。

特開平３ ６４４１４　（８） ［発明の効果］ 以」二説明したように、この発明によれば、耐ＨＩＣ特
性に優れ、且つ、高強度、高靭性、低降伏比の鋼板が得
られる産業」二右用な効果がもたらされる。

【図面の簡単な説明】

第１図は供試鋼の加熱温度とＤＷＴＴ試験結果との関係
を示すグラフ、第２図は供試鋼のオーステナイト未再結
晶温度域の累積圧下率とＩ）　Ｗ　Ｔ　Ｔ試験結果との
関係を示すグラフ、第３図は供試鋼の圧延終了温度とＨ
ＩＣ試験結果との関係を示すグラフ、第４図は供試鋼の
加速冷却時の冷却速度と強度ならびに靭性との関係を示
すグラフ、第５図は供試鋼の加速冷却停止温度と強度な
らびに靭性との関係を示すグラフ、第６図は鋼中のＣ含
有量と鋼板の強度ならびに靭性との関係を示すグラフで
ある。 ９ ０　　０　　０　　０　　０ ０　　　Ｑ）　　　（ｆ）　　　寸　　ＮＣ％）　（Ｔ
）９．Ｊ７）　ａ９１７９）＊担幹珊を可 ＯＢ　　ＥＢ　　寺　８ （％）　（Ｔｅａ、１７７　Ｊ７）９Ｌ１９）墜担酔詣
罫 −８５〜 第５図 岸却停止温痕（°Ｇ）

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １　Ｃ：０．０２〜０．０６ｗｔ．％、 Ｓｉ：０．０３〜０．５０ｗｔ．％、 Ｍｎ：０．５〜２．５ｗｔ．％、 Ｎｂ：０．００５〜０．１００ｗｔ．％、 Ｔｉ：０．００５〜０．１００ｗｔ．％、 Ａｌ：０．００５〜０．１００ｗｔ．％、 Ｃａ：０．０００５〜０．００８ｗｔ．％、Ｓ：０．０
   ０４ｗｔ．％以下、 下記からなる群のうち少なくとも１つの元 素、 Ｃｕ：０．５ｗｔ．％以下、 Ｎｉ：０．５ｗｔ．％以下、 Ｃｒ：０．５ｗｔ．％以下、 Ｍｏ：０．５ｗｔ．％以下、 Ｖ：０．１５ｗｔ．％以下、および、 残部：Ｆｅおよび不可避不純物、 からなるスラブを１０００〜１２５０℃の温度に加熱し
   、次いで、加熱された前記スラブに対し、圧延温度：オ
   ーステナイト再結晶温度域、の条件で第１段目の圧延を
   施し、次いで、圧延温度：オーステナイト未再結晶温度
   域、累積圧下率：７０％以上、圧延仕上り温度：Ａｒ＿
   ３点以上、の条件で第２段目の圧延を施し、次いで、鋼
   種により定まるパーライト生成の臨界冷却速度以上の冷
   却速度で、Ａｒ＿３点以上の温度からＡｒ＿３点−２５
   ０℃以下の温度まで冷却することを特徴とする耐ＨＩＣ
   特性に優れた高張力高靭性鋼板の製造方法。