JPS5821008B2 - アツエンノママデテイオンジンセイノスグレタ テイコウフクヒコウチヨウリヨクアツコウハンノセイゾウホウホウ - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】 本発明は圧延のままで低温靭性及び造管加工性の優れた
低降伏比高張力厚鋼板の製造方法に係るものである。

近年原油や天然ガスの寒冷地輸送に伴い、溶接性及び低
温靭性の優れた寒冷地向ラインパイプの需要が増してき
ている。

ところで、このような用途に使用される厚鋼板は板厚が
８〜４０ｒＩｒｒｒＬ程度でしかも溶接性及び低温靭性
が優れていることが必要であるが、それ以外にもう一つ
重要な特性が要求される。

それは造管加工時の成形性である。ここで言う成形性と
は単純な延性や加工性のことではなく、造管加工時の形
状凍結性の良さのことが主である。

すなわち造管加工に際し曲げ加工時のスプリングバック
（ｓｐｒｉｎｇ ｂａｃｋ）と称する弾性的歪回復によ
る形状不良が生じることは知られており、このスプリン
グバンク量と最も強い相関のあるものの一つとして降伏
比（降伏点÷引張強さ）が材料要素としてよく知られて
いる。

すなわち降伏比の低いほどスプリングバンク量は小さく
て造管加工性は良好となり、降伏比が約０゜８２以下な
らば造管加工性は著しく改善される。

ところで、従来技術においては低温靭性と低降伏比特性
とを兼備えることは大変困難であった。

その最大の理由は周知のように厚鋼板の低温靭性を高め
る最も有効な方法は焼入れ焼戻し処理（以下ＱＴ処理と
言う）であり、この方法であれば鋼材の炭素当量も小さ
くできるので溶接性も良好なものが得られる。

ところがＱＴ処理材の欠点は降伏比が０゜８５〜０゜９
５程度と非常に高く、前述のスプリングバンク量が大き
くて造管加工性が悪い。

一方、圧延ま捷の厚鋼板でも、もし成分がＮｂ、Ｖ、Ｔ
ｉ等を含まない通常のものであれば仮に降伏比の低いも
のが得られる可能性もあるが低温靭性は不良である。

Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ等を含有していても他の元素を含めた成
分系の組合せが従来技術のままであれば、仮にコントロ
ールトローリング（以下ＣＲと言う）を行っても低温靭
性の改善はあるが、本発明のように造管加工性に有利な
低降伏比特性を得ることは困難であり、降伏比は０．８
５〜０．９０程度である。

次に低温靭性の評価について述べる。

低温靭性はシャルピー試験のような小型試験でもある程
度把握されるが、脆性破壊の亀裂伝播特性をよく把握す
るにはＮ ＲＬ （Ｎａｖａｌ Ｒｅ５ｅａｒｃｈＬａ
ｖｏｒａｔｏｒい落重試験によるＮＤＴ（ｎｉｌｄｕｃ
ｔｉｌ、ｉｔｙ ｔｒａｎｓｉｔｉｏｎ）温度による評
価が良い。

この試験法の概略は次の通りである。

鋼板をたんざく状に切断した供試片の１面に溶接ビード
をのせ、その溶接ビードに機械加工にょる切欠きをつけ
て試験片を作成し、この試験片の上に高所から重量を落
してビードを起点とする割れの発生の有無およびその大
きさをみるものである。

このＮＲＬ落重試験を試験温度を種々変えて実施したと
き、ピードから発生した割れが母材に伝播してほぼ試験
片の幅全体におよぶときの試験温度をもってＮＤＴ温度
と称し７、このＮＤＴ温度の低いほど低温靭性が優れて
いるといわれている。

一般的な従来技術による圧延まま高張力鋼板のＮＤＴ温
度は一４０℃前後である。

一方、本発明はその目的から一５０℃以下程度のＮＤＴ
温度を有する鋼を対象とする。

ところで本発明は上記の従来技術での限界を画期的に改
良したものでその要旨とするところは、（１） ｃ
： ０．０３〜０．１３％、Ｓｉ：１．０％未満、Ｍｎ
： １．８％超〜２．３％未満、Ｓ：０．０１０％以
下、Ａｔ：０．００５〜０．１５％、Ｔｉ：０．００５
〜０．１５％を（Ｍｎ％）／（Ｔｉ％）≧１５及び（Ｔ
ｉ％）／（Ｃ％）４２を満して含み、残部鉄及び不可避
的不純物元素からなる鋼をスラブとした後、熱間圧延に
際し、８５０℃以下での累積圧下率を５０％以上とし、
最終板厚を８〜４０−とじて、かつ仕上温度を８００℃
以下とすることを特徴とする圧延のままで低温靭性の優
れた低降伏比高張力厚鋼板の製造方法。

（２） Ｃ： ０．０３〜０．１３％、Ｓｉ：１．０
％未満、Ｍｎ：１．８％超〜２．３％未満、Ｓ：０．０
１０％以下、Ａ７：０．００５〜０．１５％、’ｒｉ：
ｏ、ｏｏ！５〜０．１５％を（Ｍｎ％）／（Ｔｉ％）≧
１５及び（Ｔｉ％）／（Ｃ％）≦２を満して含み、さら
にＮｂ、 Ｖ、ＷからなるＡ群の元素の１種以上を計０
．００５〜０．１５％、Ｎｉ１Ｃｕ１Ｃｏ、Ｃｒからな
るＢ群の元素の１種以上を計０．０３〜１％及び稀土類
元素、Ｚｒ、Ｃａ、ＭｇからなるＣ群の元素の１種以上
を計０．００５〜０．１０％において、各群のうちのい
ずれか１群又は２群以上の元素を含み、残部鉄及び不可
避的不純物元素からなる鋼をスラブとした後、熱間圧延
に際し、８５０℃以下での累積圧下率を５０％以上とし
、最終板厚を８〜４０叫として、かつ仕上温度を８００
℃以下とすることを特徴とする圧延のままで低温靭性の
優れた低降伏比高張力厚鋼板の製造方法。

（３） Ｃ： ０．０３〜０．１３％、Ｓｉ：１．０
％未満、Ｍｎ：１．８％超〜２，３％未満、Ｓ：０．０
１０％以下、ＡＡ：０．００５〜０．１５％、Ｔｉ〜０
．００５〜０．１５％を（Ｍｎ量）／（Ｔｉ％）≧１５
及び（Ｔｉ％）／（Ｃ％）４２を満して含み、残部鉄及
び不可避的不純物元素からなる鋼をスラブとした後、熱
間圧延に際し、８５０℃以下での累積圧下率を５０％以
上とし、最終板厚を８〜４０叫としてかつ仕上温度を８
００℃以下とすること及び全熱間圧延工程中に少くとも
１回以上の。

クロスローリングを施すことを特徴とする圧延のままで
低温靭性の優れた低降伏比高張力厚鋼板の製造方法。

（４） Ｃ： ０．０３〜０．１３％、Ｓｉ：１．０
％未満、Ｍｎ ： １．８％超〜２．３％未満、Ｓ：０
．０１０％以下、Ａｔ：ｏ、００５〜０．１５％、Ｔｉ
〜０．００５〜０．１５％を（Ｍｎ量）／（Ｔｉ％）≧
１５及び（Ｔｉ％）／（Ｃ％）≦２を満して含み、さら
にＮｂ、■、ＷからなるＡ群の元素の１種以上を計０．
００５〜０．１５％、Ｎｉ１Ｃｕ１Ｃｏ１Ｃｒ。

からなるＢ群の元素の１種以上を計０．０３〜１％及び
稀土類元素、Ｚｒ、Ｃａ、ＭｇからなるＣ群の元素の１
種以上を計０．００５〜０．１０％において、各群のう
ちいずれか１群又は２群以上の元素を含み、残部鉄及び
不可避的不純物元素。

からなる鋼をスラブとした後、熱間圧延に際し、８５０
℃以下での累積圧下率を５０％以上とし、最終板厚を８
〜４０ｒｒａｎとしてかつ仕上温度を８００℃以下とす
ること及び全熱間圧延工程中に少くとも１回以上のクロ
スローリングを施す・ことを特徴とする圧延のままで低
温靭性の優れた低降伏比高張力厚鋼板の製造方法にある
。

特に本発明はＭｎを１．８％超〜２３％未満と高くし、
これに少量のＴｉを添加し、さらにＭｎ。

Ｔｉ及びＣ間の量的関係を最も有効に限定することによ
り成分限定し、これに圧延条件を組み合わせることによ
り上記の低温靭性と造管加工性の両方を著しく向上させ
ることに成功したものである。

Ｍｎを従来の厚鋼板より顕著に高めたのはそれ自体靭性
を高める方法であるが、この高Ｍｎの地に少量のＴｉを
添加することにより、炭火物が有効に分散し、一部ペイ
ナント的な組織も混るが大部分フェライトでありフェラ
イトの微細化（粒度番号１０番〜１５番）と炭化物の分
散とで、低温靭性を著しく向上せしめることが認められ
た。

そして従来技術の１．５％以下程度のＭｎ量の鋼に多量
にＴｉ添加して強度を高めた方法に比べて低温靭性が著
しく良いのみならずとりわけ降伏比が０．８２以下に低
くかつ造管加工性が良いという優れた特徴を有する。

前述のように低温靭性の向上だけであれば従来技術のよ
うにＮｂ、 Ｖ、Ｔ ｉ等を添加し、ＣＲである程度目
的が達成されるが、その場合は低降伏比特性及び優れた
造管加工法は得られない。

すなわち本発明でＭｎ量のみならず（Ｍｎ量）／（Ｔｉ
％）≧１５及び（Ｔｉ％）／（Ｃ％）と２の２つの限定
条件と圧延条件の組合せを与えることが低温靭性の向上
と低降伏比特性、造管加工性の両立に大変有効であるこ
とが始めて認められた。

成分的にもＭｎに比べＴｉの量が高すぎること及びＣに
比べてＴｉが高すぎることのいずれか一方及び両方が生
じると圧延条件をいくら組合せても降伏比を高めるのに
働きのある微細ＴｉＣが多量にできて、低降伏比特性は
もちろんのこと低温靭性も得にくくなるものと考えられ
る。

次に圧延方法であるが、熱間圧延に際し、８５０℃以下
での累積圧下率を５０％以上で、しかも仕上温度が８０
０℃以下というＣＲを施すこと及びさらに本発明の特長
を顕現するためには全熱間圧延中に少くとも１回以上の
クロスローリング（ｃｒｏｓｓ ｒｏｌｌｉｎｇ）を施
すことにより、上記成分による微細なフェライト及び均
一な炭化物の分散をより一層促進することを知見したも
のである。

クロスローリングとは熱間圧延中に途中で圧延方向を直
角に変化させて圧延することを呼ぶ。

クロスローリングの効果は以下のように考えられる。

つまり本来ＣＲでフェライト組織は微細化し易いが、ク
ロスローリングでその効果はより助長されるという点と
、さらに重要なことは炭化物の均一な分散は上記成分系
にＣＲを加えてもストレート圧延だけでは必ずしも十分
に達成されず、それらの他にクロスローリングを加える
ことにより著しく低温靭性と低降伏比特性が改善される
ことを知見したものである。

なお、本発明の厚鋼板では板厚の制限が認められる。

すなわち、４０閣超では圧延中の板厚内の温度不均一に
より、材質が板厚方向で不均質となり優れた低温靭性が
得られない。

一方、８１ｒａｒＬ未満では圧延中の脱スケール冷却水
による冷却が大きすぎて微細ＴｉＣが多量に生成され、
低温靭性ととりわけ低降伏比特性が得にくい。

なお、強度、低温靭性及び低降伏比特性が最も効果的に
組合されるのは１２〜２５Ｗｖｎの製品厚の場合である
。

次に本発明の成分、圧延条件の限定理由を述べる。

Ｃは母材の強度を高めるのに必要であり、本発明では最
低０．０３％は必要である。

とりわけＣＲで十分な強度を出すには０．０７％以上が
好ましい。

一方０．１３％超では微細ＴｉＣの多量な生成により低
温靭性も低下する。

なお溶接部の靭性を高めるには０．１０％以下が好まし
い。

Ｓｉは脱酸元素として少量添加されることが好ましい。

またＳｉは鋼の強化にも有効であるが１．０％以上も含
まれると溶接部靭性が劣化する。

また、母材の低温靭性を高めるには０．７％未満が好ま
しい。

Ｍｎは本発明の構成元素の中ではＴｉと並んで重要な元
素である。

すなわち低温靭性を向上させ、かつ低降伏比特性を得る
にはＭｎを高めフェライトの微細化と炭化物の分散をは
かる必要があり、それには１．８％超は必要である。

一方、２．３％以上も含有されると焼入性が高くなりす
ぎていわゆる完全なベイナイト組織となり上記特性及び
曲げ加工性等の成形性は劣化する。

なお、臼型的なアシキュラーフェライトのような組織を
作らず低降伏比特性及び低温靭性をより一層発揮させる
にはむしろ２．０％以下が好ましい。

Ｓはなるべく低い方が本発明の母材の靭性とりわけ衝撃
吸収エネルギーを向上させ、とくに０．０１０％以下が
良い。

なお、０．００６％以下であると溶接部の靭性を向上す
る。

Ａｔは脱酸元素として不可欠であり、最低０．００５％
は必要である。

一方０．１５％超も含有するとアルミナクラスターによ
る表面疵の原因となり、また焼入性を高め溶接部の靭性
も劣化させるので良くない。

ＴｉはＭｎと並んで本発明の主要な元素である。

すなわち鋼の強度を高めるばかりか高Ｍｎの地で炭化物
の分散やフェライトの微細化で低降伏比特性や低温靭性
を高めるのに最低０．００５％は必要である。

とりわけＣＲを含む圧延ままで高い強度と靭性を十分出
す場合には０．０４％超は必要である。

一方、０．１５％超も含有されると微細ＴｉＣの多量生
成により低温靭性の劣化が著しい。

とりわけ低降伏比特性をより一層高めるには０．０８％
以下のＴｉ量が好ましい。

上記の成分元素において本発明ではとりわけ次の成分限
定が必要である。

（Ｍｎ％）／（Ｔ ｉ％）の値が低いと炭化物の分散が
困難であり、低降伏比特性が得にくくなり、最低１５は
必要である。

さらに、フェライトの微細化も促進させ低温靭性もより
一層向上させるにはこの値は２５以上となることが好ま
しい。

次に（Ｔｉ量）／（Ｃ％）の値が高いと微細ＴｉＣが多
量にできて低温靭性が得にくく最高２でおさえなければ
ならない。

さらに微細ＴｉＣの生成を抑え低降伏比特性をより一層
促進するにはこの値は１以下が好ましい。

さらに溶接部の靭性の向上とりわけ遷移温度を低め、か
つ母材の靭性の向上もはかるにはとりわけ本発明のよう
な高Ｍｎ系においてはこの値は０．７以下が好ましい。

本発明の主な成分系は以上の通りであるが、さ・らに母
材の強度を向上させるにはＮｂ、Ｖ、ＷからなるＡ群の
元素のうちのいずれか１種又は２種以上を計０．００５
％以上含有することが好ましい。

一方０．１５％超も含有すると低温靭性が劣化すること
及び低降伏点特性が得にくくて良くない。

又、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｏ、ＣｒからなるＢ群の元素は母材
の加工性を損わずに強度を向上させるのに有効であり、
１種又は２種以上を計０．０３％以上含有することが好
ましい。

一方１％超も含有すると母材の強度を高めすぎ延性の劣
化も大きくなる。

さらに硫化物の形態を変え、母材の衝撃値を高めるには
稀土類元素、Ｚｒ、 Ｃａ％ＭｇからなるＣ群の元素の
うちの１種又は２種以上を計０．００５％以上含有する
ことが好ましい。

一方、０．１０％超も含有すると巨大酸化物を生成し、
かえって母材の靭性を劣化させる。

次に圧延条件の限定理由を述べる。

まず熱間圧延に際し、８５０℃以下での累積圧下率をな
るべく多くとることによりフェライト粒の微細化が促進
され低温靭性が向上するので５０％以上であることを必
要とする。

さらに７０％以上であればより一層炭化物の分散が促進
されより一層低降伏比特性が発揮される。

ここで８５０℃以下の累積圧下率とは８５０℃での板厚
をｔｏとし、仕上圧延終了後のいわゆる最終製品板厚を
ｔとしたとき□Ｘ１００ （％）で表わすものｔ。

とする。

さらに仕上温度もなるべく低い方がフェライトの微細化
及び炭化物の分散に有効であり、低温靭性及び低降伏比
特性の向上のためには８００℃以下が良い。

さらに７５０℃以下であれば微細ＴｉＣの生成も少くよ
り母材及び溶接部の低温靭性が向上する。

また結果的に仕上温度がＡ３変態点より著しく下回って
も本発明の特徴は伺ら損われるものではない。

次にクロスローリングの必要性を述べる。

本発明においてＣＲによりフェライトの微細化及び炭化
物の分散が促進されるが、ストレート圧延のみでは必ず
しも十分ではなく、全熱間圧延中に少くとも１回以上好
ましくは累積圧下率６０％以上のクロスローリングを加
えることによりより一層上記の効果、とりわけ炭化物の
分散が促進され低温靭性ととりわけ低降伏比特性が促進
されるものである。

なお、たとえばホットストリップ圧延のようにストレー
ト圧延のみを連続的に行い、さらに若干の歪を伴う捲き
取り工程を後続させる工程では十分な低温靭性及び低降
伏比特性は得にくい。

さて、次に本発明の実施例を述べる。

第１表に示す化学成分の鋼を転炉出鋼し、一部（ＡＩ、
Ａ５：Ｂ３、Ｂ７）はさらにその後真空脱カス処理を施
した。

そして一部（Ａ５ Ａ８、Ａ９：Ｂ３、Ｂ６、Ｂ９）
は連続鋳造法で、残りは通常の造塊、分塊法でスラブと
する。

これを通常の厚板工程で熱間圧延を行う。

一部（Ａ４、Ａ１２二Ｂ３、Ｂ１０）を除いて全てクロ
スローリングをしている。

ここでのクロスローリングの条件は最初の圧延方向から
、あるクロスローリング開始温度で直角方向に圧延方向
を変化させるやり方である。

熱間圧延の条件は第１表に示す。

さて、上記の製品について以下の試験を行なった。

まず母材の引張試験（ＡＰＩ引張試験片）による降伏点
と引張強さを測定し、降伏比を求めた。

また母材のシャルピー衝撃試験による５０％延性破面の
還移温度ｖＴｓとＮＲＬ落重試験のＮＤＴ温度を求めた
。

さらに入熱量３０ＫＪ／ｃｍのサブマージドアーク溶接
を行い、ボンド部の一１０℃のシャルピー試験の吸収エ
ネルギーを求めた。

さらに母材について造管加工時のスプリングノくツク量
を下記の方法で測定した。

すなわち直径４２インチ（１０６７１ｒｒｒｒＬ）の円
筒型金型に、長さ６６インチ（１６７６ｍｍ）の試験片
（巾３００ ｒｒｒｍ ）を造管治具でまきつけて、両
端での金型からのすきまを測定し、その平均値をとって
スプリングバック量とし、スプリングバックの目安とし
た。

この値の小さいほど造管加工性は良い。

このスプリングバック量（７ｒｒｒｒＬ）を第１表に示
す。

さて、第１表に以上の結果を示すがこれから下記のこと
が言える。

本発明鋼は比較材に比べて降伏比が低く、これに対応し
て造管加工時のスプリングバック量も小さくて良好であ
る。

また本発明鋼はシャルピー試験の遷移温度ｖＴｓ及びＮ
ＲＬ落重試験のＮＤＴ温度が低く低温靭性が良好である
。

なお本発明鋼でもクロスローリングを全く施さないＡ４
、Ａ１２は他の本発明鋼に比べ上記特性が少からず劣っ
ている。

一方、比較鋼については、Ｂ１、Ｂ３、Ｂ７、Ｂ８、Ｂ
ＩＯはＭｎが低く、また（Ｍｎ量）／（Ｔｉ％）と（Ｔ
ｉ％）／（Ｃ％）とのいずれか一方又は両方が本発明の
制限範囲になく、従って造管加工性及び低温靭性が不良
である。

またＢ２、Ｂ６はＭｎ量は高いが、（Ｍｎ量）／（Ｔｉ
％）あるいは（Ｔｉ％）／（Ｃ％）のいずれかが本発明
の制限範囲外であり、やはり上記特性が不良である。

またＢ４はＣ量が高くやはり上記特性が不良である。

またＢｌｌはＭｎが高すぎて溶接部靭性、低温靭性、造
管加工性が悪い。

さらにＢ５、Ｂ９は成分的には本発明の範囲内になるが
、圧延条件が本発明の制限範囲外にあり、やはり上記特
性が不良である。

なお、溶接性についても本発明鋼は比較鋼より優れてい
る。

【図面の簡単な説明】

第１図は実施例の本発明鋼Ａ２の光学顕微鏡組織写真（
倍率２００倍）である。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 Ｉ Ｃ：０．０３〜０．１３％、Ｓｉ：１．０％未満
   、Ｍｎ：１．８％超〜２．３％未満、Ｓ：０．０１０％
   以下、Ａｔ： ０．００５〜０．１５％、Ｔ ｉ ：
   Ｏ，ＯＯ５−０，１５％を（Ｍｎ％）／（Ｔｉ％）≧１
   ５及び（Ｔｉ％）／（Ｃ％）≦２を満して含み、残部鉄
   及び不可避的不純物元素からなる鋼をスラブとした後、
   熱間圧延に際し、８５０℃以下での累積圧下率を５０％
   以上とし、最終板厚を８〜４０■として、かつ仕上温度
   を８００℃以下とすることを特徴とする圧延のままで低
   温靭性の優れた低降伏比高張力厚鋼板の製造方法。 ２ Ｃ：０．０３〜０．１３％、Ｓｉ：１．０％未満
   、Ｍｎ ： １．８％超〜２．３％未満、Ｓ：０．０１
   ０％以下、Ａ７：０．００５〜０．１５％、Ｔｉ：０．
   ００５〜０．１５％を（Ｍｎ％）／（Ｔｉ％）≧１５及
   び（Ｔｉ％）／（Ｃ％）４２を満して含み、さらにＮｂ
   、Ｖ、ＷからなるＡ群の元素の１種以上を計０．００５
   〜０．１５％、Ｎｉ、Ｃｕ１Ｃｏ、ＣｒからなるＢ群の
   元素の１種以上を計０．０３〜１％及び稀土類元素、Ｚ
   ｒ、Ｃａ、Ｍｇからなる０群の元素の１種以上を計０．
   ００５〜０．１０％において、各群のうちのいずれか１
   群又は２群以上の元素を含み、残部鉄及び不可避的不純
   物元素からなる鋼をスラブとした後、熱間圧延に際し、
   ８５０℃以下での累積圧下率を５０％以上とし、最終板
   厚を８〜４０ｍｍとして、かつ仕上温度を８００℃以下
   とすることを特徴とする圧延のままで低温靭性の優れた
   低降伏比高張力厚鋼板の製造方法。 ３ Ｃ：０．０３〜０．１３％、Ｓｉ：１．０％未満
   、Ｍｎ ： １．８％超〜２．３％未満、Ｓ：０．０１
   ０％以下、Ａ７：０．００５〜０．１５％、Ｔｉ ：
   ０．００５〜０．１５％を（Ｍｎ％）／（Ｔｉ％）≧１
   ５及び（Ｔｉ％）／（Ｃ％）４２を満して含み、残部鉄
   及び不可避的不純物元素からなる鋼をスラブとした後、
   熱間圧延に際し、８５０℃以下での累積圧下率を５０％
   以上とし、最終板厚を８〜４０Ｍ＋＋とじてかつ仕上温
   度を８００℃以下とすること及び全熱間圧延工程中に少
   くとも１回以上のクロスローリングを施すことを特徴と
   する圧延のままで低温靭性の優れた低降伏比高張力厚鋼
   板の製造方法。 ４Ｃ：０．０３〜０．１３％、Ｓｉ：１．０未満、Ｍｎ
   ：１．８％超〜２．３％未満、Ｓ：０．０１０％以下、
   Ａ７：０．００５〜０．１５％、Ｔｉ：０．００５〜０
   ．１５％を（Ｍｎ％）／（Ｔｉ％）≧１５及び（Ｔｉ％
   ）／（Ｃ％）≦２を満して含み、ざらにＮｂ、Ｖ、Ｗか
   らなるＡ群の元素の１種以上を計０．００５〜０．１５
   ％、Ｎｉ％Ｃｕ、Ｃｏ、ＣｒからなるＢ群の元素の１種
   以上を計０．０３〜１％及び稀土類元素、Ｚｒ％Ｃａ、
   Ｍｇからなる０群の元素の１種以上を計０．００５〜０
   ．１０％において、各群のうちのいずれか１群又は２群
   以上の元素を含み、残部鉄及び不可避的不純物元素から
   なる鋼をスラブとした後、熱間圧延に際し、８５０℃以
   下での累積圧下率を５０％以上とし、最終板厚を８〜４
   ０ｗｎとしてかつ仕上温度を８００℃以下とすること及
   び全熱間圧延工程中に少くとも１回以上のクロスローリ
   ングを施すことを特徴とする圧延のままで低温靭性の優
   れた低降伏比高張力厚鋼板の製造方法。