(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ：０．０５〜０．２％、
Ｓｉ：０．０５〜０．４％、
Ｍｎ：０．４〜２．０％、
Ｐ：０．０２％以下、
Ｓ：０．０２％以下、
Ａｌ：０．００５〜０．０４％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、
Ｃａ：０．０００５〜０．００３％
を含有し、残部はＦｅ及び不可避不純物から成る鋼で、かつ、この鋼中に円相当径で０．００５〜２．０μｍの酸化物粒子を単位面積当たりの個数密度で１００〜３０００個／ｍｍ2含有し、その酸化物粒子の組成が少なくともＣａ、Ａｌ、Ｏを含み、Ｏを除いた元素が質量比で、
Ｃａ：５％以上、
Ａｌ：５％以上
をそれぞれ含有し、ＣａとＡｌとの合計が５０％以上で、残部がその他不可避不純物からなり、かつ鋼を１２００℃の温度で６０分間加熱したときの旧オーステナイト粒径が１１４．８μｍ以下となることを特徴とする靭性の優れた鋼材。
【請求項２】
前記酸化物粒子の組成が少なくともＣａ、Ａｌ、Ｏ、Ｓを含み、Ｏを除いた元素が質量比で、
Ｃａ：５％以上、
Ａｌ：５％以上、
Ｓ：１％以上
をそれぞれ含有し、ＣａとＡｌとＳとの合計が５１％以上で、残部がその他不可避不純物から成ることを特徴とする請求項１記載の靭性に優れた鋼材。
【請求項３】
質量％で、
Ｃ：０．０５〜０．２％、
Ｓｉ：０．０５〜０．４％、
Ｍｎ：０．４〜２．０％、
Ｐ：０．０２％以下、
Ｓ：０．０２％以下、
Ａｌ：０．００５〜０．０４％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、
Ｃａ：０．０００５〜０．００３％、
Ｍｇ：０．００２％以下
を含有し、残部はＦｅ及び不可避不純物から成る鋼で、かつ、この鋼中に円相当径で０．００５〜２．０μｍの酸化物粒子を単位面積当たりの個数密度で１００〜３０００個／ｍｍ2含有し、その酸化物粒子の組成が少なくともＣａ、Ａｌ、Ｍｇ、Ｏを含み、Ｏを除いた元素が質量比で、
Ｃａ：５％以上、
Ａｌ：５％以上、
Ｍｇ：１％以上
をそれぞれ含有し、ＣａとＡｌとＭｇとの合計が５１％以上で、残部がその他不可避不純物からなり、かつ鋼を１２００℃の温度で６０分間加熱したときの旧オーステナイト粒径が１１４．８μｍ以下となることを特徴とする靭性の優れた鋼材。
【請求項４】
前記酸化物粒子の組成が少なくともＣａ、Ａｌ、Ｍｇ、Ｏ、Ｓを含み、Ｏを除いた元素が質量比で、
Ｃａ：５％以上、
Ａｌ：５％以上、
Ｍｇ：１％以上、
Ｓ：１％以上
をそれぞれ含有し、ＣａとＡｌとＭｇとＳとの合計が５２％以上で、残部がその他不可避不純物から成ることを特徴とする請求項３記載の靭性に優れた鋼材。
【請求項５】
質量％で、
Ｎｂ：０．０５％以下、
Ｖ：０．１％以下、
Ｃｒ：０．６％以下、
Ｍｏ：０．６％以下
の内の１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１〜請求項４のいずれかに記載の靭性に優れた鋼材。
【請求項６】
質量％で、
Ｃｕ：１．０％以下、
Ｎｉ：１．０％以下
の内の１種または２種を含有することを特徴とする請求項１〜請求項５のいすれかに記載の靭性に優れた鋼材。
【請求項７】
質量％で、
Ｂ：０．０００５〜０．００３％
を含有することを特徴とする請求項１〜請求項６のいずれかに記載の鋼材。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、造船、建築、橋梁、タンク及び圧力容器等の大型鋼構造物向けの強度と靭性に優れた構造用鋼材に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
近年の鋼構造物の軽量化又は鋼構造物の大型化に伴って板厚５０ｍｍ以上にも達する構造用厚鋼板が用いられることとなり、使用される鋼材に対する要求は一段と厳しくなっている。そのために、これらの構造用鋼材には強度と靭性の向上が望まれるが、高強度化は靭性を低下させる場合が多い。このため、強度と靭性の両方の性質を向上させるべく種種の技術が提案されている。
【０００３】
強度と靭性を両立し得る冶金的因子として従来から知られている手段が、ミクロ組織の細粒化とＮｉの多量添加である。Ｎｉの多量添加は経済性を著しく損なうため、ミクロ組織を細粒化するべく、これまでに制御圧延・制御冷却技術あるいは多段熱処理技術に関する多くの研究開発が行われてきた。
【０００４】
制御圧延・制御冷却技術については、例えば板厚２５ｍｍ程度であればフェライト粒径にて１５μｍ程度までの細粒化が可能であり広く実用化されてきたが、更なる細粒化が求められるのみならず、従来から圧延温度が制限されることによる生産性の低下の問題が未解決となっている。さらには厚手材（特にその板厚中心部）においては十分な加工歪および冷却速度の確保が困難であることから、例えば板厚５０ｍｍ程度の板厚中心部においてはフェライト粒径にて３０μｍ程度までしか細粒化できないため制御圧延・制御冷却の適用板厚には限界があった。
【０００５】
多段熱処理を行うことは厚手材でも多少細粒化の効果が得られるが、生産性を大幅に損なうため現実的な手段とはなり得ない。
【０００６】
制御圧延・制御冷却、あるいは多段熱処理の技術思想と異なる細粒化の思想として、粒内変態を利用するものがあり、特開平４−２７９２４８号公報には粒子径が０．１〜３．０μｍの範囲内にあるＴｉを含む酸化物と該酸化物とＴｉＮ、ＭｎＳの複合析出物粒子の合計が、４０〜３００個／ｍｍ2を含有する鋳片に鋳造し、ＭｎＳ、ＴｉＮ、ＶＮの複合析出によるオーステナイト粒内から粒内フェライトの生成によりミクロ組織を細粒化せしめる技術が開示されているが、粒内変態に先立つオーステナイト粒の微細化効果が小さい。
【０００７】
以上述べたように厚鋼板のミクロ組織を安定して微細化し靭性を向上させ得る技術は必ずしも満足できないのが現状である。
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、上記現状に鑑み、大型構造用鋼として要求される強度と靭性とを兼ね備えた鋼材、特に圧延前に１３７３°Ｋ〜１５７３°Ｋの加熱温度に加熱しても再加熱オーステナイト粒径が小さく、低圧下率の圧延であってもフェライトが微細粒化し、靭性が向上し得る鋼材を提供することにある。
【０００９】
【課題を解決するための手段】
【００１０】
本発明者は、鋼成分及び鋼中に分散させる酸化物粒子並びに旧オーステナイト粒径を規定することにより、強度と靭性に優れた鋼材が得られることを見出して、本発明を完成した。
【００１１】
本発明の要旨は以下の通りである。
【００１２】
（１）  質量％で、
Ｃ：０．０５〜０．２％、
Ｓｉ：０．０５〜０．４％、
Ｍｎ：０．４〜２．０％、
Ｐ：０．０２％以下、
Ｓ：０．０２％以下、
Ａｌ：０．００５〜０．０４％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、
Ｃａ：０．０００５〜０．００３％
を含有し、残部はＦｅ及び不可避不純物から成る鋼で、かつ、この鋼中に円相当径で０．００５〜２．０μｍの酸化物粒子を単位面積当たりの個数密度で１００〜３０００個／ｍｍ2含有し、その酸化物粒子の組成が少なくともＣａ、Ａｌ、Ｏを含み、Ｏを除いた元素が質量比で、
Ｃａ：５％以上、
Ａｌ：５％以上
をそれぞれ含有し、ＣａとＡｌとの合計が５０％以上で、残部がその他不可避不純物からなり、かつ鋼を１２００℃の温度で６０分間加熱したときの旧オーステナイト粒径が１１４．８μｍ以下となることを特徴とする靭性の優れた鋼材。
【００１３】
（２）  前記酸化物粒子の組成が少なくともＣａ、Ａｌ、Ｏ、Ｓを含み、Ｏを除いた元素が質量比で、
Ｃａ：５％以上、
Ａｌ：５％以上、
Ｓ：１％以上
をそれぞれ含有し、ＣａとＡｌとＳとの合計が５１％以上で、残部がその他不可避不純物から成ることを特徴とする上記（１）記載の靭性に優れた鋼材。
【００１４】
（３）  質量％で、
Ｃ：０．０５〜０．２％、
Ｓｉ：０．０５〜０．４％、
Ｍｎ：０．４〜２．０％、
Ｐ：０．０２％以下、
Ｓ：０．０２％以下、
Ａｌ：０．００５〜０．０４％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、
Ｃａ：０．０００５〜０．００３％、
Ｍｇ：０．００２％以下
を含有し、残部はＦｅ及び不可避不純物から成る鋼で、かつ、この鋼中に円相当径で０．００５〜２．０μｍの酸化物粒子を単位面積当たりの個数密度で１００〜３０００個／ｍｍ2含有し、その酸化物粒子の組成が少なくともＣａ、Ａｌ、Ｍｇ、Ｏを含み、Ｏを除いた元素が質量比で、
Ｃａ：５％以上、
Ａｌ：５％以上、
Ｍｇ：１％以上
をそれぞれ含有し、ＣａとＡｌとＭｇとの合計が５１％以上で、残部がその他不可避不純物からなり、かつ鋼を１２００℃の温度で６０分間加熱したときの旧オーステナイト粒径が１１４．８μｍ以下となることを特徴とする靭性の優れた鋼材。
【００１５】
（４）  前記酸化物粒子の組成が少なくともＣａ、Ａｌ、Ｍｇ、Ｏ、Ｓを含み、Ｏを除いた元素が質量比で、
Ｃａ：５％以上、
Ａｌ：５％以上、
Ｍｇ：１％以上、
Ｓ：１％以上
をそれぞれ含有し、ＣａとＡｌとＭｇとＳとの合計が５２％以上で、残部がその他不可避不純物から成ることを特徴とする上記（３）記載の靭性に優れた鋼材。
【００１６】
（５）  質量％で、
Ｎｂ：０．０５％以下、
Ｖ：０．１％以下、
Ｃｒ：０．６％以下、
Ｍｏ：０．６％以下
の内の１種または２種以上を含有することを特徴とする上記（１）〜（４）のいずれかに記載の靭性に優れた鋼材。
【００１７】
（６）  質量％で、
Ｃｕ：１．０％以下、
Ｎｉ：１．０％以下
の内の１種または２種を含有することを特徴とする上記（１）〜（５）のいすれかに記載の靭性に優れた鋼材。
【００１８】
（７）  質量％で、
Ｂ：０．０００５〜０．００３％
を含有することを特徴とする上記（１）〜（６）のいずれかに記載の鋼材。
【００２０】
【発明の実施の形態】
以下、本発明について詳細に説明する。本発明者らは靭性を向上させる金属組織要因として、１０００〜１３００℃に加熱される再加熱オーステナイト細粒化を、酸化物を利用して達成することを検討した。再加熱オーステナイト粒が細粒化することでその後の変態によって生成するフェライト粒が細粒になるためである。
【００２１】
再加熱オーステナイト粒を細粒化するためには高温でのオーステナイト粒成長を抑制することが必要である。その手段として最も有効な方法は、分散粒子によりオーステナイトの粒界をピンニングし、粒界の移動を止める方法が考えられる。そのような作用をする分散粒子の一つとしては、従来、Ｔｉ窒化物と酸化物が有効であると考えられていた。しかしながら、Ｔｉ窒化物は１０００℃以上の高温では固溶する割合が大きくなるため、ピンニング効果が小さく、ピンニング粒子に適さない。このため、高温で安定な酸化物をピンニング粒子として活用することにした。
【００２２】
また、分散粒子による結晶粒界のピンニング効果は、分散粒子の体積率が大きいほど、一個の粒子径が大きいほど大きい。ただし、分散粒子の体積率は鋼中に含まれる粒子を構成する元素の濃度によって上限があるので、体積率を一定と仮定した場合には、粒子径はある程度小さい方がピンニングには有効である。このような観点から、本発明者らは酸化物の体積分率を大きく、かつ適正な粒子径となるよう、種々の検討を行った。
【００２３】
酸化物の体積分率を大きくする手段の一つとして、酸素量を増大させることがあるが、酸素量の増大は材質に有害な粗大酸化物をも多数生成する原因となるため、有効な手段ではない。そこで本発明者らは、酸素を最大限に利用するため、酸素との溶解度積が小さい元素を活用することを検討した。酸素との溶解度積が小さい、すなわち強脱酸元素として、一般的にはＡｌが用いられる。しかしながら、Ａｌだけでは酸素を充分利用するには不充分で、さらにＡｌよりも強い脱酸元素が必要で、鉄鋼の脱酸工程で汎用的に使用されるＣａを活用することが重要である。Ｃａは酸素との溶解度積が小さいため、同量の酸素に対してＡｌよりも一層多量の酸化物を生成することができる。脱酸元素としてＣａを用いた実験を行った結果、鋼中に生成する酸化物粒子の組成として、ＣａとＡｌが含まれることが必要であり、その合計が５０％以上で、且つ、その中で、 Ｃａが５％以上、Ａｌが５％以上含まれることで、酸化物の体積分率すなわち酸化物量を大きくすることが可能となることを知見した。この結果を基に、鋼中に含まれる酸化物粒子の組成を、少なくともＣａ、Ａｌ、Ｏを含み、Ｏを除いた元素が質量比でＣａを５％以上、Ａｌを５％以上とした。
【００２４】
また、Ｃａと同時にＭｇを使用することも酸化物を多数生成させることに有効である。ＭｇはＣａほどの効果はないものの、Ａｌより強い脱酸元素であり、酸素との溶解度積が小さい。したがって、ＭｇをＣａと複合して脱酸に使用することで酸化物個数を一層増加させることが可能となる。発明者らは脱酸元素としてＣａを用いた実験を行った結果、鋼中に生成する酸化物粒子の組成として、ＣａとＡｌの他にＭｇが含まれることが好ましく、その合計が５１％以上で、且つ、その中で、Ｃａが５％以上、Ａｌが５％以上、Ｍｇが１％以上含まれることで、酸化物の体積分率すなわち酸化物量を一層大きくすることが可能となることを知見した。この結果を基に、鋼中に含まれる酸化物粒子の組成を、少なくともＣａ、Ａｌ、Ｍｇ、Ｏを含み、Ｏを除いた元素が質量比でＣａを５％以上、Ａｌを５％以上、Ｍｇを１％以上とした。
【００２５】
さらには、本発明者らは、酸化物の周囲にＣａＳ及びＭｇＳといった硫化物が析出することで、酸化物と硫化物とを併せてより一層の体積分率の増加が可能となることを見出したのである。この結果をもとに、鋼中に含まれる粒子の組成を、少なくともＣａ、Ａｌ、Ｏ、Ｓを含み、Ｏを除いた元素が質量比でＣａを５％以上、Ａｌを５％以上、Ｓを１％以上、もしくは、少なくともＣａ、Ａｌ、Ｍｇ、Ｏ、Ｓを含み、Ｏを除いた元素が質量比でＣａを５％以上、Ａｌを５％以上、Ｍｇを１％以上、Ｓを１％以上で、 Ｃａ、Ａｌ、Ｓの合計が５１％以上、 Ｃａ、Ａｌ、Ｍｇ、Ｓの合計が５２％以上であることが更に好ましい。
【００２６】
次に、ピンニングに有効な酸化物粒子の大きさについて述べる。
【００２７】
分散粒子による結晶粒界のピンニング効果は、分散粒子の体積率が大きいほど、一個の粒子径が大きいほど大きいが、粒子の体積率が一定のとき、一個の酸化物粒子の大きさが小さい方が粒子数が多くなりピンニング効果が大きくなるが、あまり小さくなると粒界に存在する粒子の割合が小さくなるため、その効果は低減すると考えた。粒子の大きさを種々変化させた試験片を用いて、高温に加熱したときのオーステナイト粒径を詳細に調査した結果、ピンニングには粒子の大きさとして、０．００５〜２．０μｍのものが効果が大きいことをつきとめた。さらに、オーステナイト粒界の移動を止めるピンニング力は分散粒子のサイズが大きいほど強いことが判明し、粒子径０．００５〜２．０μｍの中でも０．１〜２．０μｍの粒子の大きさが特に有効であることを知見するに至った。０．１μｍより小さくなるとピンニング効果は徐々に減少し、０．００５μｍより小さくなるとほとんどピンニング効果を発揮しない。また、２．０μｍより大きい酸化物粒子はピンニング効果はあるものの、脆性破壊の起点となることがあるため鋼材の特性上不適である。この結果より、必要な粒子径を０．００５〜２．０μｍとした。そして、その中でも特に０．１〜２．０μｍが好ましい。
【００２８】
次に、靭性に必要なピンニング粒子の個数について検討した。
【００２９】
酸化物粒子個数が多いほど組織単位は微細になり、粒子個数が多いほど靭性が向上するが、特に要求特性が厳しいと考えられる液化ガス輸送用船舶の鋼材は、高強度で大入熱溶接施工される場合に要求される溶接継手低温靭性、例えば、試験温度−４０℃において吸収エネルギー５０Ｊ以上を満足するためには、円相当径が０．００５〜２．０μｍの酸化物粒子数が１００個／ｍｍ2以上必要であることを知見した。ただし、粒子数が多くなるほど、その靭性向上効果は小さくなり、必要以上に粒子個数を多くすることは靭性に有害な粗大な粒子が生成する可能性が高くなることを考えると、粒子数の上限は３０００個／ｍｍ2が適切である。
【００３０】
この酸化物粒子の大きさ及び個数の測定は、例えば以下の要領で行う。母材となる鋼板から抽出レプリカを作製し、それを電子顕微鏡にて１００００倍で２０視野以上、観察面積にして１０００μｍ2以上を観察することで該酸化物の大きさおよび個数を測定する。大きさの測定は、例えば粒子を撮影した写真をもとに、その円相当径を求める。このとき鋼板の表層部から中心部までどの部位から採取した抽出レプリカでもよい。また、粒子が適正に観察可能であれば、観察倍率を低くしてもかまわない。
【００３１】
鋼材を製造するプロセスは、通常圧延まま、制御圧延、さらにこれと制御冷却と焼戻しの組合せ、および焼入れ・焼戻しの組合せであっても酸化物の効果は影響を受けない。
【００３２】
即ち、本発明では酸化物を分散させているので、圧延前の鋼片を加熱炉に入れた時にオーステナイト粒の粒成長が抑制され粗大化しない。このため、圧延時に圧下率を大きくしてオーステナイト粒の微細化を行う必要がなく、特に、板厚が５０ｍｍ以上に達する厚鋼板を製造するのに適する低圧下率の圧延でもフェライト粒が２０μｍ以下に微細粒化し、靭性が向上する。
【００３３】
圧延前の鋼片の加熱炉での加熱温度は、１０００〜１３００℃（１２７３〜１５７３°Ｋ）の範囲内が通常であり、この加熱温度範囲での旧オーステナイト粒径と靭性との関係を求めた。
【００３４】
図１はその一例を説明する図で、上図はオーステナイト粒径Ｄγと延性脆性遷移温度（ｖＴｒｓ）との関係を、下図は酸化物個数が本発明範囲にある１２０個／ｍｍ2の場合および比較例の９０個／ｍｍ2の場合の加熱温度とオーステナイト粒径との関係の一例を示す図である。なお、加熱時間は６０分である。また、酸化物の個数が多いと直線Ａより左側方向にプロットされ、酸化物の個数が少ないと直線Ａより右側方向にプロットされる。
【００３５】
靭性を表す一つの指標として延性脆性遷移温度を考えた場合、オーステナイト粒径が大きくなるとｖＴｒｓは高温になる。すなわち靭性が低下する。したがって目標とするｖＴｒｓを得るためには、オーステナイト粒径の最大値があり、その最大値以下にしなければならない。そして、オーステナイト粒径は加熱温度と保持時間との影響を受けるが、本発明の範囲の酸化物等粒子を分散することによって、鋼片を特に１３７３°Ｋ〜１５７３°Ｋの温度Ｔで時間ｔ（ｓ）加熱した時の旧オーステナイト粒径を直線Ａより常にｖＴｒｓが−５０℃以下となるオーステナイト粒径にすることができることを見出した。そして、この直線Ａは下記式（１）で示される。
【００３６】
即ち、この式（１）で求められるＤよりもオーステナイト粒径を小さくすることにより優れた母材靭性を有することを見出した。
0003541021.tif 000002
具体的には、実施例に示すように、鋼を１２００℃の温度で６０分間加熱したときの旧オーステナイト粒径は１１４．８μｍ以下である。
【００３７】
酸化物の数が少ないとオーステナイト粒径が大きくなり、上記式（１）で規定するＤよりも小さくならず、加熱温度が高いとき、かつ／または加熱時間が長いとき良好な靭性が得られない。
【００３８】
さらに、本発明の基本成分範囲について述べる。
【００３９】
Ｃは鋼の強度を向上させる有効な成分であり、Ｃが０．０５％未満では強度が確保できず、また過剰の添加は、鋼材の溶接性や溶接継手低温靭性などを著しく低下させるので、上限を０．２％とした。
【００４０】
Ｓｉは母材の強度確保、脱酸などに０．０５％以上必要な成分であるが、ＨＡＺの硬化により靭性が低下するのを防止するため上限を０．４％とした。
【００４１】
Ｍｎは母材の強度、靭性の確保に有効な成分として０．４％以上の添加が必要であるが、溶接部の靭性、割れ性などの許容できる範囲で上限を２．０％とした。
【００４２】
Ｐは含有量が少ないほど望ましいが、不純物であるこれを工業的に低減させるためには多大なコストがかかることから、０．０２％を上限とした。
【００４３】
ＳはＰと同様に含有量が少ないほど望ましいが、これを工業的に低減させるためには多大なコストがかかることから、０．０２％を上限とした。
【００４４】
Ａｌは重要な脱酸元素であり、下限値を０．００５％とした。また、Ａｌが多量に存在すると、鋳片の表面品位が劣化するため、上限を０．０４％とした。
【００４５】
ＴｉはNと結合してＴｉ窒化物を形成してスラブ中に微細析出し、圧延組織の細粒化に有効であり、また鋼板中に存在するＴｉ窒化物は溶接時にＨＡＺ組織を微細化させる。これらの効果を得るために０．００５％以上添加する。しかし、固溶Ｔｉ量が増加すると靭性が低下するため、０．０３％を上限とした。
【００４６】
ＣａはＣａ系酸化物を生成させるために０．０００５％以上の添加が必要である。しかしながら、過剰の添加は粗大介在物を生成させるため、０．００３％を上限とした。
【００４７】
ＭｇはＣａと複合して脱酸に使用することで酸化物個数を増加させる元素である。しかしながら、過剰の添加は粗大介在物を生成させるため、Ｍｇは０．００２％以下としたが、好ましくは、０．０００１〜０．００２％である。
【００４８】
Ｎｂ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｏは鋼の強度及び靭性を向上させる効果を有するがＨＡＺ部においては過剰な添加は靭性を著しく低下させるため、それぞれ０．０５％、０．１％、０．６％、０．６％を上限とした。
【００４９】
Ｃｕ、Ｎｉも鋼の強度を向上させるのに有効な元素であり、Ｃｕは鋼材の強度を向上させるために有効であるが、１．０％を超えるとＨＡＺ靭性を低下させることから、１．０％を上限とした。Ｎｉは鋼材の強度および靭性を向上させるために有効であるが、Ｎｉ量の増加はコストを上昇させるので、１．０％を上限とした。これらの選択元素は、必要に応じて１種または２種以上を任意に含有させることができる。
【００５０】
Ｂは鋼の焼入性を改善すると共に、強度を向上させる元素であるが、０．０００５％未満では充分な効果が得られず、一方、０．００３％を超えると焼入性向上効果が飽和するだけでなく、靭性に有害なＢ析出物を形成して靭性を低下させるので、Ｂは０．０００５〜０．００３％とした。
【００５１】
【実施例】
表１に示した化学成分で、鋼板を試作した。表１において、鋼種１〜８が本発明鋼、鋼種９〜１３が比較鋼である。試作鋼は転炉溶製し、ＲＨにて真空脱ガス処理時に脱酸を行っている。連続鋳造により２８０ｍｍ厚鋳片に鋳造した後、加熱圧延水冷を経て、板厚６０ｍｍの鋼板として製造した。得られた鋼板の内、鋼種１、７、８の鋼板について酸化物の組成、粒子数、加熱温度（１２００℃）、加熱時間（６０分）、（１）式で得られるＤ（１１４．８）、旧オーステナイト粒径の実測値、靭性（ｖＴｒｓ）を表２に示す。
【００５２】
表２から明らかなように、請求項に規定する要件を満たす１、７、８の本発明鋼は、旧オーステナイト粒径の実測値ｖＴｒｓがＤ（１１４．８）よりも小さな値を示し、ｖＴｒｓが−５０℃以下の優れた靭性を有する。
【００５４】
【表１】
0003541021.tif 000003
【００５５】
【表２】
0003541021.tif 000004
【００５６】
【発明の効果】
本発明によれば、強度と靭性に優れた大型構造用鋼材、特に、従来の制御圧延・制御冷却では製造することが困難であった厚鋼板を安定して供給することが可能となった。
【図面の簡単な説明】
【図１】オーステナイト粒径、延性脆性遷移温度、加熱温度との関係を示す図である。
【図１】
0003541021.tif 000005