(57)【要約】【課題】核融合炉の超電導コイルの構造材料やＬＮＧの構造材料等極低温において使用される、１００ｍｍ以上の極めて厚みのステンレス鋼板に関し，全断面にわたって機械的性質の優れた圧延製品およびその製造方法を提供する。【解決手段】質量％で、Ｃ：０．０８％以下、Ｎ：０．１０％以上０．２２％以下、Ｃ＋Ｎ：０．１２％以上、Ｓｉ：０．０１％以上２．０％以下、Ｍｎ：０．１％以上２．０％以下、Ｃｒ：１５％以上２７％以下、Ｎｉ：８％以上２０％以下、Ｍｏ：４％以下、Ｃｏ：０．１％以下、Ｃｕ：０．１％以上３％以下、Ａｌ：０．００１％以上０．１０％以下、Ｃａ：０．０００５％以上０．０１％以下を含有し、δフェライト量計算値（δcal）が−７％以上４％以下であり、厚みが６５０ｍｍ以上の鋼塊を、面積減少率０．５以上で鍛造し，圧減比１．５以上で熱間圧延後，固溶化熱処理を施して製造する。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ：０．０８％以下、
Ｎ：０．１０％以上０．２２％以下、
Ｃ＋Ｎ：０．１２％以上、
Ｓｉ：０．０１％以上２．０％以下、
Ｍｎ：０．１％以上２．０％以下、
Ｃｒ：１５％以上２７％以下、
Ｎｉ：８％以上２０％以下、
Ｍｏ：４％以下、
Ｃｏ：０．１％以下、
Ｃｕ：０．１％以上３％以下、
Ａｌ：０．００１％以上０．１０％以下、
Ｃａ：０．０００５％以上０．０１％以下
を含有し、残部鉄および不可避不純物からなり、
下記（Ｉ）式で定義するδフェライト量計算値（δcal；体積％）が−７％以上４％以下であり、
厚さ方向の任意の部位において幅及び長さ方向の伸びが３０％以上を特徴とする，
厚さが１００ｍｍ以上のオーステナイト系ステンレス圧延鋼板。
δcal（体積％）
＝２．９×（［Ｃｒ］＋０．３［Ｓｉ］＋［Ｍｏ］）−２．６×（［Ｎｉ］＋０．３×［Ｍｎ］＋０．２５×［Ｃｕ］＋３５×［Ｃ］＋２０×［Ｎ］）−１８    （Ｉ）
ただし、［元素記号］はそれぞれの元素の含有量（質量％）を意味する。
また、伸びは４Ｋで測定した値である。
【請求項２】
質量％でさらに
Ｔｉ：０．０１０％以上０．０３０％以下を含有することを特徴とする請求項１に記載のステンレス圧延鋼板。
【請求項３】
厚みが６５０ｍｍ以上の鋼塊を面積減少率０．５以上で鍛造し，圧減比１．５以上で熱間圧延後，固溶化熱処理を施すことを特徴とする請求項１または請求項２記載のステンレス圧延鋼板の製造方法。
ここで，鍛造の面積減少率（Ａ）は以下のように定義する。
鍛造前の鋼塊断面積（厚み×幅）：Ａ0
鍛造後の鋼塊断面積（厚み×幅）：Ａ1
Ａ＝（Ａ0−Ａ1）／Ａ0
また，圧延の圧減比（Ｒ）を以下のように定義する。
圧延前のスラブ厚み：Ｂ0
圧延後のスラブ厚み：Ｂ1
Ｒ＝Ｂ0／Ｂ1
【請求項４】
厚みが５００ｍｍ以上の鋼塊に対し，厚みが減少する方向に面積減少率０．３以上の鍛造と、厚みが増す方向に面積減少率０．１５以上の鍛造とを、交互にそれぞれ１回以上行い，その後圧減比１．５以上で熱間圧延を実施し，固溶化熱処理を施すことを特徴とする，請求項１または請求項２記載のステンレス圧延鋼板の製造方法。
ここで，厚みが減少、または増す方向の鍛造の面積減少率（Ｃ）は以下のように定義する。
ｎ回目の鍛造後の鋼塊断面積（厚み×幅）：Ｃn
ｎ−１回目の鍛造後の鋼塊断面積（厚み×幅）：Ｃn-1
Ｃ＝（Ｃn-1−Ｃn）／Ｃn-1
また，圧延の圧減比（Ｒ）を以下のように定義する。
圧延前のスラブ厚み：Ｂ0
圧延後のスラブ厚み：Ｂ1
Ｒ＝Ｂ0／Ｂ1
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、核融合炉の超電導コイルの構造材料やＬＮＧ（液化天然ガス）の構造材料に用いられる１５０Ｋ以下で特に有用な極低温用オーステナイト系ステンレス圧延鋼板に関するものである。特に、従来製造ができなかった１００ｍｍ以上の厚さの圧延鋼板に関する。
【背景技術】
【０００２】
次世代のエネルギー源として期待される核融合炉の超電導コイルの構造材料は、非磁性であると同時に超電導温度の極低温域において高い強度特性が要求される。また、超電導コイルは大型装置となることが予想されているため、構造材料も肉厚の大きい厚板が不可欠となる。
【０００３】
従来この用途には、特許文献１、特許文献２、特許文献３に記載されたように、Ｃを極力低減しＮを多量添加して低温強度を確保しかつγ相を安定化したオーステナイト系ステンレス鋼が用いられてきた。
【０００４】
非特許文献１には熱間圧延ステンレス鋼板及び鋼帯の規定があり，例えばＳＵＳ３１６ＬＮであると耐力２４５Ｎ／ｍｍ2以上，引張強さ５５０Ｎ／ｍｍ2，伸び４０以上と規定されている。
【０００５】
しかしながら，厚み１００ｍｍ以上の鋼板において，全断面にわたりこの規格を満足する圧延鋼板を得ることは製造工程上難しかった。その理由は，圧延製品で，全断面にわたり，微細な再結晶組織を得ることが困難であるからである。
【０００６】
強度と伸びを確保するには鋼塊の鋳造組織を全断面にわたり破砕し，熱処理後に微細な再結晶組織を得るために，加工歪を全断面くまなく導入する必要があり，そのためには圧減比を可能な限り大きくするのが有効である。しかしながら厚肉製品では圧延機の制約上圧延前素材の厚みには限界があり圧減比にも限界がある。したがって，加工歪を導入できない断面部位が発生し，特に板厚の１／４部位から中心部位にかけて加工歪が入りにくいため熱処理を施しても鋳造組織が残留しそれが粗大化して強度や伸びの低い部位が生じることになる。
【０００７】
特許文献１に関しては，Ｎ，Ｍｎの高い極低温構造用オーステナイト系ステンレス鋼が開示されている。厚み１００ｍｍ以上については開示されていない。
【０００８】
特許文献２に関しては，Ｎ，Ｍｎ，Ａｌが高い極低温耐力、靭性に優れた構造用オーステナイト系ステンレス鋼が開示されている。厚み１００ｍｍ以上が開示されていない。
【０００９】
特許文献３に関しては，Ｎｂ含有，Ｍｎが高い耐再加熱特性に優れた極低温用オーステナイト系ステンレス鋼が開示されている。厚み１００ｍｍ以上が開示されていない。
【００１０】
特許文献４では極低温特性に優れた１００ｍｍ以上のステンレス鋼厚板の製造方法が開示されている。ＣｕやＴｉの添加については開示されていない。また，全断面にわたり均一な整粒組織を得るための加工熱処理方法が開示されているが，凝固組織微細化による均質化については開示されていない。
【００１１】
特許文献５では細粒化のための５０ｍｍ厚と１００ｍｍ厚のオーステナイト系ステンレス鋼厚板の熱間圧延方法が開示されている。成分範囲については開示されていない。
【００１２】
特許文献６では高強度オーステナイトステンレス鋼板の製造方法（Ｔｉ含有）が開示されている。Ｔｉは，凝固組織微細化，圧延時の表面疵発生防止のため添加している。溶体化処理は省略されており，また厚み１００ｍｍ以上の規定は開示されていない。
【００１３】
特許文献７では鍛造による連続鋳造スラブの表面にワレを発生させずにザク欠陥を圧着消滅させる９７ｍｍ厚のステンレス鋼極厚鋼板の製造方法が開示されている。厚み１００ｍｍ以上および成分範囲については開示されていない。
【００１４】
以上より，従来技術としては，極低温における耐力，靭性等機械的性質に優れたステンレス鋼が開示されているが，１００ｍｍ以上の極めて厚みの大きい圧延製品に関し，全断面にわたって機械的性質の優れた１００ｍｍ以上の極めて厚みの大きい圧延製品及び製造方法は開示されていない。
【００１５】
圧延に比べ鍛造では，鍛造機における素材の厚みの制約が圧延機より小さく圧減比を大きくできることや，板厚が増す方向にも加工できるので，厚肉製品でも全断面に加工歪を導入することができ，その結果全断面にわたり微細な再結晶組織を得ることを実現しやすい。しかし、すべてを鍛造のみで仕上げるとコストアップや生産性低下を招く。
【００１６】
【特許文献１】特開昭６０−１３０６３号公報
【特許文献２】特開昭６１−５２３５１号公報
【特許文献３】特開平２−５７６６８号公報
【特許文献４】特開平７−３１６６５３号公報
【特許文献５】特開平７−３１０１２０号公報
【特許文献６】特開平８−１０４９２０号公報
【特許文献７】特開平１１−１３１１３８号公報
【非特許文献１】ＪＩＳ  Ｇ４３０４（２００５）
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【００１７】
本発明は、核融合炉の超電導コイルの構造材料やＬＮＧ（液化天然ガス）の構造材料等極低温において使用される材料について、１００ｍｍ以上の極めて厚みのステンレス鋼板に関し，全断面にわたって機械的性質の優れた圧延製品およびそれを得るための製造方法を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【００１８】
極低温においてＮを多量に添加した高強度のオーステナイト系ステンレス鋼，特に肉厚の大きい厚板圧延製品の，表層より板厚１／４〜板厚３／４の部位においては鍛造や圧延において加工歪の入り難い部位であり，特に当該部位の強度及び延性を確保することは困難である。
【００１９】
そこで、本発明者らは，種々の合金を詳細に調査することによって，まず成分を規定することにより極低温においても最低限必要とされる強度及び延性を確保できる知見を得た。すなわち圧延鋼板を全厚にわたって強度及び延性を確保するためには、高強度に有効な元素を適正範囲に調整し，安定して高い効果を得るために成分調整により凝固組織微細化をおこなうことが有効である。
【００２０】
次に、鍛造および圧延工程を適切に組み合わせることにより鋼塊の鋳造組織を全断面にわたり破砕し，全断面に熱間加工歪みを導入して再結晶を促進させ均一な再結晶組織を得られることを明らかにした。すなわち、鋼塊を鍛造した後に圧延することにより、１００ｍｍ以上の極めて厚みのステンレス鋼板に関し，全断面にわたって機械的性質の優れた圧延製品およびそれを得るための製造方法を実現することができる。
【００２１】
本発明はこの知見に基づいて構成されたもので、その要旨は下記のとおりである。
（１）質量％で、Ｃ：０．０８％以下、Ｎ：０．１０％以上０．２２％以下、Ｃ＋Ｎ：０．１２％以上、Ｓｉ：０．０１％以上２．０％以下、Ｍｎ：０．１％以上２．０％以下、Ｃｒ：１５％以上２７％以下、Ｎｉ：８％以上２０％以下、Ｍｏ：４％以下、Ｃｏ：０．１％以下、Ｃｕ：０．１％以上３％以下、Ａｌ：０．００１％以上０．１０％以下、Ｃａ：０．０００５％以上０．０１％以下を含有し、残部鉄および不可避不純物からなり、下記（Ｉ）式で定義するδフェライト量計算値（δcal；体積％）が−７％以上４％以下であり、厚さ方向の任意の部位において幅及び長さ方向の伸びが３０％以上を特徴とする，厚さが１００ｍｍ以上のオーステナイト系ステンレス圧延鋼板。
δcal（体積％）
＝２．９×（［Ｃｒ］＋０．３［Ｓｉ］＋［Ｍｏ］）−２．６×（［Ｎｉ］＋０．３×［Ｍｎ］＋０．２５×［Ｃｕ］＋３５×［Ｃ］＋２０×［Ｎ］）−１８    （Ｉ）
ただし、［元素記号］はそれぞれの元素の含有量（質量％）を意味する。
また、伸びは４Ｋで測定した値である。
（２）質量％でさらに、Ｔｉ：０．０１０％以上０．０３０％以下を含有することを特徴とする（１）記載のステンレス圧延鋼板。
（３）厚みが６５０ｍｍ以上の鋼塊を面積減少率０．５以上で鍛造し，圧減比１．５以上で熱間圧延後，固溶化熱処理を施して製造することを特徴とする，（１）または（２）記載のステンレス圧延鋼板及びその製造方法。
ここで，鍛造の面積減少率（Ａ）は以下のように定義する。
鍛造前の鋼塊断面積（厚み×幅）：Ａ0
鍛造後の鋼塊断面積（厚み×幅）：Ａ1
Ａ＝（Ａ0−Ａ1）／Ａ0
また，圧延の圧減比（Ｒ）を以下のように定義する。
圧延前のスラブ厚み：Ｂ0
圧延後のスラブ厚み：Ｂ1
Ｒ＝Ｂ0／Ｂ1
（４）厚みが５００ｍｍ以上の鋼塊に対し，厚みが減少する方向に面積減少率０．３以上の鍛造と、厚みが増す方向に面積減少率０．１５以上の鍛造とを、交互にそれぞれ１回以上行い，その後圧減比１．５以上で熱間圧延後、固溶化熱処理を施すことを特徴とする（１）または（２）記載のステンレス圧延鋼板及びその製造方法。
ここで，厚みが減少、または増す方向の鍛造の面積減少率（Ｃ）は以下のように定義する。
ｎ回目の鍛造後の鋼塊断面積（厚み×幅）：Ｃn
ｎ−１回目の鍛造後の鋼塊断面積（厚み×幅）：Ｃn-1
Ｃ＝（Ｃn-1−Ｃn）／Ｃn-1
また，圧延の圧減比（Ｒ）を以下のように定義する。
圧延前のスラブ厚み：Ｂ0
圧延後のスラブ厚み：Ｂ1
Ｒ＝Ｂ0／Ｂ1
【００２２】
ここでの鍛造はプレスを使った自由鍛造であるが，鋼塊全体が所定の断面形状に達するまで，鋼塊の同一面同一方向においてプレスを数回に分けて行うことがある。この場合，すなわち，鋼塊全体が所定の断面形状に達するまでの，鋼塊の同一面同一方向におけるプレスによる一連の圧縮工程については，１回の鍛造工程とみなす。
【発明の効果】
【００２３】
本発明により極低温での強度および延性が高く、厚さが１００ｍｍ以上の厚板が得られる。本発明鋼は，次世代のエネルギー源として期待される熱核融合炉（ＩＴＥＲ）用コイルの構造材料として適用が可能である。
【００２４】
また，本発明鋼は、超電導機器の大型化やＬＮＧ（液化天然ガス）の構造物等において適用可能であるので、将来のエネルギー産業をはじめとする各種産業分野に対して大いに貢献することが期待され、工業的・社会的効果は大きい。
【発明を実施するための最良の形態】
【００２５】
従来より、厚みが１００ｍｍ以上の鍛造製品は存在していたが，圧延鋼板は得られなかった。その理由は，断面に均一な結晶組織を得ようとすると，断面全体に歪を入れて固溶化熱処理をする必要があり，そのためにはスラブ厚をできるだけ大きくして圧減比を大きくする必要があるが，圧延機ではスラブ厚みに制限があり製造できなかったからである。
【００２６】
鍛造工程であればスラブ厚を大きくすることは可能であるが，すべてを鍛造のみで仕上げるとコストアップや生産性低下を招く。
【００２７】
本発明においては、強度向上に有効な成分範囲を規定した鋼塊を，プロセス前半に鍛造し，プロセス後半に圧延することにより、強度と延性に優れた厚み１００ｍｍ以上のオーステナイト系ステンレス圧延鋼板を製造することが可能であることを明らかにした。
【００２８】
しかしながら，表面から厚みの１／４〜３／４の部位にかけて粗大な凝固組織が残存することがあり，その部位の伸びが低いためにネックとなって断面全体の強度−延性バランスが制限されることがある。
【００２９】
そのため，さらに延性を確保するには，Ｔｉを添加することにより凝固組織を微細化することと，鍛造−圧延プロセスと組み合わせて製造し，製品の結晶組織を全断面で微細化することによって，強度−延性バランスの向上が図れる。
【００３０】
次に、本発明の限定条件を示す。
【００３１】
Ｃは、多量に添加すると極低温での強度は向上するが、製造工程でＣｒ炭窒化物が多量に析出することとなり、極低温での靱性が劣化するために、０．０８％を上限とした。
【００３２】
Ｎは、オーステナイト相を安定化し、極低温での強度を確保するために極めて有効な元素である。しかし、０．１０％未満ではその効果が小さく、０．２２％を超えると溶接性が著しく劣化して溶接割れやブローホールの発生が多発するためＮ含有量を０．１〜０．２２％と限定した。
【００３３】
Ｃ＋Ｎは，極低温強度は鋼中Ｃ＋Ｎ量と相関があるといわれており，Ｃ＋Ｎが多いほど強度は高くなる。Ｃ，Ｎは各々範囲を規定しているため，Ｃ＋Ｎとして０．１２％以上とした。
【００３４】
Ｓｉは、０．０１％未満では鋼の清浄度が不良となり靱性が劣化し、２．０％を超えると熱間加工性が劣化し、厚板の製造が困難となるためＳｉの含有量を０．０１〜２．０％と限定した。
【００３５】
Ｍｎも、０．１％未満では鋼の清浄度が不良となり、２．０％を超えると熱間加工性が劣化するため，Ｍｎ含有量を０．１〜２％と限定した。
【００３６】
Ｃｒは、部材加工時の耐食性を確保するために１５％以上が必要であるが、２７％を超えると脆いσ相を生成して靱性を劣化させるためＣｒ含有量を１５〜２７％と限定した。
【００３７】
Ｎｉは、オーステナイト相を安定化し、極低温での強度靱性および延性を向上させる元素であるが、８％未満ではオーステナイト相の安定化効果が不十分であるので８％を下限とした。しかし、極めて高価な元素であるためコストの点からオーステナイト安定化効果が飽和する２０％を上限とした。
【００３８】
強度確保のために添加されるＭｏは、４％を超えるとσ相等の金属間化合物を生成して極低温での靱性を劣化させることや，多量の添加はコスト増大につながるためその添加量を４％以下と限定した。なお、０．５％未満では強度向上効果が小さくなるため、０．５％以上の添加が望ましい。
【００３９】
Ｃｏは不純物元素として混入する場合，放射化して有害である。放射化を低減するため０．１％以下とした。
【００４０】
Ｃｕは耐食性を増す元素であるため積極的に添加する。０．１％未満であると効果がなく，３％を超えると熱間加工性に支障をきたすため０．１％以上３％以下とした。
【００４１】
Ａｌは、脱酸材として鋼の清浄度を改善する元素である。しかし、０．００１％未満ではこの効果がなく、０．１０％を超えると熱間加工性が劣化するためＡｌ含有量を０．００１〜０．１０％と限定した。
【００４２】
熱間圧延加工性向上を狙って添加されるＣａは０．０００５％未満では熱間加工性向上効果がなく、０．０１％を超えると清浄度を不良とするためその添加量を０．０００５〜０．０１％と限定した。
【００４３】
Ｔｉは凝固組織を微細化し強度・伸びをより安定して向上させるために添加することが望ましい。０．０１０％未満であると効果がなく，０．０３０％を超えると粗大な窒化物が析出して靭性を劣化させる。そのため０．０１０％以上０．０３０％未満とした。
【００４４】
不可避不純物として含まれるＳは，熱間加工性及び靭性を低下させる元素であり，０．００３％以下に低減することが望ましい。
【００４５】
不可避不純物として含まれるＰは，耐食性に有害な元素であり，０．０４０％以下に低減することが望ましい。
【００４６】
次に、下記（Ｉ）式で定義するδフェライト量計算値（δcal；体積％）を−７％以上４％以下とする点について説明する。
【００４７】
δcal（体積％）
＝２．９×（［Ｃｒ］＋０．３［Ｓｉ］＋［Ｍｏ］）−２．６×（［Ｎｉ］＋０．３×［Ｍｎ］＋０．２５×［Ｃｕ］＋３５×［Ｃ］＋２０×［Ｎ］）−１８    （Ｉ）
ただし、［元素記号］はそれぞれの元素の含有量（質量％）を意味する。
【００４８】
δcalは，D.J.KOTECKI & T.A.SIEWERTの推奨式（Weld.J., 71(1992),171s）及びT.A.SIEWERT, C.N.McCOWAN & D.L.OLSONの推奨式（Weld.J., 67(1988),289s）を組み合わせた計算方法であり，凝固組織中のδフェライト量の比率を表す。実際のスラブは非常に大きいのでδフェライト量の測定は困難であるため，小断面の鋼塊の実験により求められた計算式によりδフェライト析出量を推定した。本発明が対象とする大断面鋼塊のδフェライト量はこの計算式で予測されるδフェライト析出量よりも−０，＋８％程度の値を示すことが一部の抜き取り調査で確認された。凝固時にδフェライトが現われると，オーステナイト凝固組織の微細化に効果があり，また鋼板中にδフェライトが微細分散していると加熱中における結晶粒粗大化を抑制する。δcalが，−７％より小さければ上記の効果は顕在化せず，４％を超えればこれらの効果が飽和するばかりか，磁性を帯び始め強度・伸びなどの機械的特性が劣化する。以上よりδcalを−７％以上４％以下とした。
【００４９】
鋼板の伸びの方向は幅，長さ，及び厚みの３方向あるが，実用性を考え，幅及び長さ方向の伸びについて規定した。伸びは常温以下４Ｋまでの温度で厚さ方向の任意の部位において３０％以上あれば実用的には問題ないため，３０％以上とした。より高加工が必要な部位への適用のためにはさらなる高延性が必要で，伸びは４０％以上が望ましい。
【００５０】
本発明の製造方法に関して，厚みが６５０ｍｍ以上の鋼塊を面積減少率０．５以上で鍛造し，圧減比１．５以上で熱間圧延後，固溶化熱処理を施すことに限定した理由を説明する。
【００５１】
極厚材の断面組織を均一化するには、できるだけ厚みの大きい鋼塊を用いて圧減比を大きくすることが望ましい。製品の厚みを考え厚みが６５０ｍｍ以上の鋼塊に限定した。また粗大な凝固組織の破砕には局部的に大きな歪を加えることができる鍛造の面積減少率をできるだけ大きくするのが望ましく，また圧延機の厚みの制約及び全断面にわたり鋳造組織に十分に加工歪を導入することより面積減少率を０．５以上とした。
【００５２】
熱間圧延は鍛造後のプロセスで製品厚まで施すが，できるだけ圧減比を大きくし，全断面にわたり歪を導入し固溶化熱処理後に均一な再結晶組織を得るため熱間圧延の圧減比を１．５以上とした。
【００５３】
固溶化熱処理は，成分元素を固溶化し，金属組織や結晶粒度を均一化することで，強度・伸びなどの機械的性質や耐食性について十分な特性値を得ることを目的として実施する。固溶化熱処理条件は、合金成分や製造プロセスに応じて９２０℃〜１２００℃から急冷することができる。
【００５４】
以上に規定した成分を含有し、厚みが６５０ｍｍ以上の鋼塊を用い、面積減少率０．５以上で鍛造し，圧減比１．５以上で熱間圧延後，固溶化熱処理を行うことにより、厚さ方向の任意の部位において幅及び長さ方向の伸びが３０％以上であり、厚さが１００ｍｍ以上のオーステナイト系ステンレス圧延鋼板を製造することができる。
【００５５】
また，本発明の製造方法請求項４に関して，鋼塊の厚みが増す方向に面積減少率を０．１５以上で鍛造する工程を加えることに限定した理由を説明する。
【００５６】
極厚材の断面組織を均一化するには、全断面にわたり加工歪を導入し固溶化熱処理で再結晶組織を得ることが重要である。そのためには，先に述べた厚みの大きい鋼塊を用いて、厚みが減少する方向に鍛造するのみではなく，鋼塊の厚みが増す方向に鍛造する工程を加え，その後に圧延することが有効であることを見出した。
【００５７】
ここで，厚みが減少、または増す方向の鍛造の面積減少率（Ｃ）は以下のように定義する。
ｎ回目の鍛造後の鋼塊断面積（厚み×幅）：Ｃn
ｎ−１回目の鍛造後の鋼塊断面積（厚み×幅）：Ｃn-1
Ｃ＝（Ｃn-1−Ｃn）／Ｃn-1
また，圧延の圧減比（Ｒ）を以下のように定義する。
圧延前のスラブ厚み：Ｂ0
圧延後のスラブ厚み：Ｂ1
Ｒ＝Ｂ0／Ｂ1
厚みが増す方向の鍛造における１回当たりの面積減少率が０．１５未満では効果が小さく，０．１５以上で均一組織が得られたため，面積減少率は０．１５以上に限定した。また、厚みが減少する方向の鍛造における１回当たりの面積減少率も０．３以上であれば足りる。厚みが減少する方向の鍛造と、厚みが増す方向の鍛造とは、どちらから開始しても構わない。そして、交互にそれぞれ１回以上鍛造を行えば足りる。例えば、「増す方向−減少する方向−増す方向」、「減少する方向−増す方向−減少する方向」などの鍛造パターンを採用することができる。
【００５８】
厚み方向と直交する方向から鍛造することによって，歪を２方向から加えてすべり面を増やし，全断面において加工歪を別な方向からくまなく導入することができるため，鋼塊の厚みが増す方向に鍛造する工程は，均一組織を形成させるのに顕著な効果があったと考えられる。この場合，初期の鋼塊厚みも５００ｍｍ以上と緩和される。また、鍛造後圧減比１．５以上で熱間圧延を実施し，固溶化熱処理を施す点については前述の方法と同様である。
【実施例】
【００５９】
表１−１，表２に示した鋼をインゴット鋳造し，圧減比１．５，２．０，２．５の鍛造を実施し，その後圧減比１．４〜３．７の熱間圧延を実施して厚さ１００ｍｍ〜２５０ｍｍの厚板を製造した。また，表１−１の鋼の製造条件と製造結果を表１−２、表１−３に示す。さらに表２の本発明例Ｎｏ．１〜１３、比較例Ｎｏ．１〜１１（請求項１〜３）の製造条件と製造結果を表３に，表２の本発明例Ｎｏ．１４〜１８、比較例Ｎｏ．１２〜１３（請求項４）の製造条件と製造結果を表４に示す。
【００６０】
【表１−１】
2008019479.tif 000002
【００６１】
【表１−２】
2008019479.tif 000003
【００６２】
【表１−３】
2008019479.tif 000004
【００６３】
まず、表１−１〜表１−３に示す実施例について説明する。
【００６４】
表１−２に示す製造条件で鍛造と圧延を行った厚板を１１００℃に加熱し水冷する方法で固溶化熱処理を行った。
【００６５】
その後，４Ｋでの強度評価を行い、その結果を表１−２、表１−３に併せて示した。試験片は，ＪＩＳＺ２２０１  １４Ａ号試験片（径６ｍｍ，標点距離３０ｍｍ，全長１１０ｍｍ）を用いた。試験片は，製品板の長手方向端部近傍（鋼塊の上部より１００〜２００ｍｍに相当する部位）の，幅方向中央部（鋼塊の幅方向中心に相当する部位）より，製品表層（表面より１０ｍｍ部位），表面から１／４厚みの部位，表面から１／２厚みの部位，３／４厚みの部位，裏の表層の５個所切り出した。なお、強度は引張試験で評価した。
【００６６】
表１−２、表１−３には代表的な発明鋼について，０．２％耐力，引張強度，伸びは同断面における部位から厚板の幅と長さ方向それぞれの値を示した。いずれの発明鋼についても０．２％耐力，引張強度，伸びは，１／４厚み〜３／４厚みの部位で最も低くなり表層が最低となることはなかった。圧延鋼板での鋳造組織が残留しやすく組織が不均一になるのが１／４厚み〜３／４厚みの部位であり対応している。したがって，同一断面でのこれらの最低値は１／４厚み〜３／４厚みの範囲にある。
【００６７】
以上の結果を踏まえ、表２に示す鋼は全実施例について，０．２％耐力，引張強度，伸びは同断面における１／４厚み〜３／４厚みの部位についての最低値を示した。
【００６８】
【表２】
2008019479.tif 000005
【００６９】
表２に示す鋼のうち、本発明鋼Ｎｏ．１〜１３、比較鋼Ｎｏ．１〜１１については、表２に示す製造条件によって製造した。
【００７０】
本発明鋼Ｎｏ．１４は，圧延前の鍛造工程で鋼塊の幅方向に面積減少率０．２５で鍛造して厚みを７３０ｍｍから９００ｍｍまで増大させた後に厚み方向に面積減少率０．６で鍛造し，その後圧減比１．８で圧延して厚さ２００ｍｍの製品とした。
【００７１】
本発明鋼Ｎｏ．１５は，圧延前の鍛造工程で鋼塊の長手方向に面積減少率０．１５で鍛造して厚みを７３０ｍｍから９００ｍｍまで増大させた後に厚み方向に面積減少率０．６で鍛造し，その後圧減比１．８で圧延して厚さ２００ｍｍの製品とした。
【００７２】
本発明鋼Ｎｏ．１６は，圧延前の鍛造工程で鋼塊の幅方向に面積減少率０．２５で鍛造して厚みを５００ｍｍから６１４ｍｍまで増大させた後に厚み方向に面積減少率０．６で鍛造し，その後圧減比１．８で圧延して厚さ１３７ｍｍの製品とした。
【００７３】
本発明鋼Ｎｏ．１７は，圧延前の鍛造工程で鋼塊の厚み方向に面積減少率０．３０で鍛造して厚みを７３０ｍｍから５１０ｍｍまで減少させた後に幅方向に面積減少率０．１５で鍛造して厚みを６００ｍｍまで増大させ，厚み方向に面積減少率０．３０で鍛造して厚みを３５８ｍｍまで減少させた後にその後圧減比１．８で圧延して厚さ２００ｍｍの製品とした。
【００７４】
本発明鋼Ｎｏ．１８は，圧延前の鍛造工程で鋼塊の幅方向に面積減少率０．２５で鍛造して厚みを５００ｍｍから６１４ｍｍまで増大させた後に厚み方向に面積減少率０．６で鍛造して厚みを４３０ｍｍまで減少させ，次いで，幅方向に面積減少率０．２５で鍛造して厚みを４７１ｍｍまで増大させた後に厚み方向に面積減少率０．６で鍛造して厚みを３３０ｍｍまで減少させ，その後圧減比１．８で圧延して厚さ１８４ｍｍの製品とした。
【００７５】
比較鋼Ｎｏ．１２は，鍛造面積減少率の相違による強度の差をＮｏ．１４と比較するため，圧延前の鍛造工程で鋼塊の幅方向に面積減少率０．１０で鍛造して厚みを７３０ｍｍから８３２ｍｍまで増大させた後に，厚み方向に面積減少率０．５７で鍛造して厚みを３５８ｍｍまで減少させ，その後圧減比１．８で圧延して厚さ２００ｍｍの製品とした。
【００７６】
比較鋼Ｎｏ．１３は，鍛造面積減少率の相違による強度の差をＮｏ．１８と比較するため，圧延前の鍛造工程で鋼塊の幅方向に面積減少率０．２３で鍛造して厚みを５００ｍｍから６３１ｍｍまで増大させた後に厚み方向に面積減少率０．２９で鍛造して厚みを４４８ｍｍまで減少させ，次いで，幅方向に面積減少率０．１３で鍛造して厚みを５０２ｍｍまで増大させた後に厚み方向に面積減少率０．２９で鍛造して厚みを３５６ｍｍまで減少させ，その後圧減比１．８で圧延して厚さ１９９ｍｍの製品とした。
【００７７】
以上の製造条件で鍛造と圧延を行った厚板を１１００℃に加熱し水冷する方法で固溶化熱処理を行った。
【００７８】
製造結果をそれぞれ表３、表４に示す。評価方法は表１−２、表１−３で用いたと同じ方法で行った。
【００７９】
【表３】
2008019479.tif 000006
【００８０】
【表４】
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【００８１】
本発明鋼は，結晶粒が均一微細化していることから，４Ｋでの強度が高く，伸びも大きいことが認められた。一方、成分範囲を外れている鋼では、結晶粒が均一微細化する効果に乏しく一部粗大組織が残存したため，高い強度は得られても，高い伸びは得られなかった。  また，鋼塊厚み，鍛造における面積減少率，熱間圧延圧減比が請求範囲から外れる場合についても，一部粗大組織が残存したため，高い強度が得られても，高い伸びは得られなかった。