(57)【要約】【課題】熱処理回数を少なくするとともに、熱処理時の温度管理の範囲を広げた場合であっても優れた強度および低温靭性を確保することができるフランジ厚２０ｍｍ未満のＮｉ含有形鋼を製造する方法を提供する。【解決手段】質量％で、Ｃ：０．０１〜０．０５％、Ｓｉ：０．１〜０．５％、Ｍｎ：０．３〜０．７％、Ｐ：０．０１０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｍｏ：０．０５〜０．３％、Ｎｉ：７．５〜１０．５％を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる鋼を、１３５０℃以下に加熱し、８００℃以上の仕上温度で熱間圧延を行った後に放冷し、７８０℃以上９３０℃以下の温度域で均熱保持時間３０分以下の熱処理を行い、さらに放冷後、６５０以上７２５℃以下の温度域で均熱保持時間３０分以下の熱処理を行ってフランジ厚２０ｍｍ未満の形鋼とする。【選択図】    なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．０１〜０．０５％、Ｓｉ：０．１〜０．５％、Ｍｎ：０．３〜０．７％、Ｐ：０．０１０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｍｏ：０．０５〜０．３％、Ｎｉ：７．５〜１０．５％を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる鋼を、１３５０℃以下に加熱し、８００℃以上の仕上温度でフランジ厚２０ｍｍ未満の形鋼とする熱間圧延を行った後に放冷し、７８０℃以上９３０℃以下の温度域で均熱保持時間３０分以下の熱処理を行い、さらに放冷後、６５０℃以上７２５℃以下の温度域で均熱保持時間３０分以下の熱処理を行うことを特徴とする強度および低温靭性に優れたＮｉ含有形鋼の製造方法。
【請求項２】
前記鋼は、質量％で、Ｃｕ：０．５％以下、Ｃｒ：０．５％以下、Ａｌ：０．０１〜０．０７％、Ｔｉ：０．００５〜０．０５％からなる群より選択される１種または２種以上をさらに含有することを特徴とする請求項１に記載の製造方法。
【請求項３】
質量％で、Ｃ：０．０１〜０．０５％、Ｓｉ：０．１〜０．５％、Ｍｎ：０．３〜０．７％、Ｐ：０．０１０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｍｏ：０．０５〜０．３％、Ｎｉ：７．５〜１０．５％を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる鋼を、１２００℃以上１３５０℃以下の温度範囲に加熱し、８００℃以上９００℃以下の仕上温度でフランジ厚２０ｍｍ未満の形鋼とする熱間圧延を行った後に放冷し、７８０℃以上９３０℃以下の温度域で均熱保持時間３０分以下の熱処理を行い、さらに放冷後、６５０℃以上７２５℃以下の温度域で均熱保持時間３０分以下の熱処理を行うことを特徴とする強度および低温靭性に優れたＮｉ含有形鋼の製造方法。
【請求項４】
前記鋼は、質量％で、Ｃｕ：０．５％以下、Ｃｒ：０．５％以下、Ａｌ：０．０１〜０．０７％、Ｔｉ：０．００５〜０．０５％からなる群より選択される１種または２種以上をさらに含有することを特徴とする請求項３に記載の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、ＬＮＧタンク等の低温環境で使用される構造部材または補剛部材として、高強度および低温における高靭性を必要とするフランジ厚２０ｍｍ未満のＮｉ含有形鋼の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
液化天然ガス（ＬＮＧ）の輸送用船舶、貯蔵用容器には、マイナス１６２℃からマイナス１９６℃の極低温域において優れた機械的性質を有する各種構造用材料が多く使用される。そのような各種構造用材料の中でも、９％Ｎｉ鋼は、高い強度と優れた靭性を有することから、これらの用途に特に好適な鋼種としてすでに多くの使用実績がある。
【０００３】
例えば、９％Ｎｉ厚鋼板のＡＳＴＭ規格のＡ３５３（焼ならし型）では、実使用向け熱処理方法として２回焼ならし−焼戻し処理が規定されている。また、ＡＳＴＭ規格のＡ５５３では再加熱焼入れ−焼戻し処理（ＲＱ−Ｔ）が規定され、さらに、ＡＳＴＭ規格のＡ８４４では直接焼入れ−焼戻し処理（ＤＱ−Ｔ）が規定されている。
【０００４】
また、特に優れた高靭性が要求される鋼板では、例えば特許文献１に記載されているように上記熱処理に加えて、さらにＡｃ１変態点以上、Ａｃ３変態点以下の２相域に加熱後焼入れするＱ’処理を途中に行う３段熱処理（ＲＱ−Ｑ’−ＴまたはＤＱ−Ｑ’−Ｔ）が提案されている。
【０００５】
さらに、構造部材および補剛部材としては、鋼板だけでなく、フランジ厚が２０ｍｍ未満の比較的薄いＨ形鋼、山形鋼等の各種形鋼の９％Ｎｉ鋼も実用化されている。９％Ｎｉ形鋼の製造においては、形状制御の観点から、曲がりやひずみを生じ良好な形状の確保が困難となるため、熱処理において焼入れを実施することが困難である。
【０００６】
このため、例えば特許文献２では、９％Ｎｉ形鋼の熱処理として鋼材を低Ｓｉ−低Ｍｎ系の成分系とし、２回再加熱焼ならし後に焼戻しする熱処理（ＲＮ−Ｎ−Ｔ）、あるいは２相域加熱後空冷の熱処理を加えた３段熱処理（ＲＮ−Ｎ’−Ｔ）が提案されている。
【０００７】
上記の様々な熱処理はいずれも、最終的な組織形態を微細な焼戻しマルテンサイトと最終焼戻し（Ｔ）時に析出する微細で安定な残留オーステナイト（γ）との複合組織とすることを目的としている。
【０００８】
一方、Ｎｉ厚鋼板の製造では、水冷を適用した高冷速によって微細なマルテンサイトを生成し、その後の焼戻しによって安定なオーステナイトを生成することにより低温靭性の改善し、高い強度を確保している。
【０００９】
【特許文献１】
特開昭５８−７３７１７号公報
【００１０】
【特許文献２】
特開平２−１９４１２１号公報
【００１１】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、前述したように形鋼の製造では水冷が使用できないため、目標とする組織を得て低温靭性を改善するためには、３回の熱処理時に熱処理温度を非常に狭い範囲内に管理し、さらに、微細オーステナイト組織からの焼ならし（Ｎ）、あるいは最適なオーステナイトとフェライト（γ＋α）の２相分率となる温度からの空冷（Ｎ’）を実施する必要があった。
【００１２】
このようにＮｉ含有形鋼の製造は、熱処理工程において非常に狭い範囲内に温度管理を行わなければならないだけでなく、３回もの熱処理が要求されるために多大な時間を要して製造日数が長期化するとともに、製造コストが大幅に上昇していた。
【００１３】
本発明は上記の課題を解決するためになされたものであり、熱処理回数を少なくするとともに、熱処理時の温度管理の範囲を広げた場合であっても優れた強度および低温靭性を確保することができるフランジ厚２０ｍｍ未満のＮｉ含有形鋼を製造する方法を提供することを目的とする。
【００１４】
【課題を解決するための手段】
本発明の強度および低温靭性に優れたＮｉ含有形鋼の製造方法は、質量％で、Ｃ：０．０１〜０．０５％、Ｓｉ：０．１〜０．５％、Ｍｎ：０．３〜０．７％、Ｐ：０．０１０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｍｏ：０．０５〜０．３％、Ｎｉ：７．５〜１０．５％を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる鋼を、１３５０℃以下に加熱し、８００℃以上の仕上温度でフランジ厚２０ｍｍ未満の形鋼とする熱間圧延を行った後に放冷し、７８０℃以上９３０℃以下の温度域で均熱保持時間３０分以下の熱処理を行い、さらに放冷後、６５０℃以上７２５℃以下の温度域で均熱保持時間３０分以下の熱処理を行うことを特徴とする。
【００１５】
本発明のさらなる強度および低温靭性に優れたＮｉ含有形鋼の製造方法は、質量％で、Ｃ：０．０１〜０．０５％、Ｓｉ：０．１〜０．５％、Ｍｎ：０．３〜０．７％、Ｐ：０．０１０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｍｏ：０．０５〜０．３％、Ｎｉ：７．５〜１０．５％を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる鋼を、１２００℃以上１３５０℃以下の温度範囲に加熱し、８００℃以上９００℃以下の仕上温度でフランジ厚２０ｍｍ未満の形鋼とする熱間圧延を行った後に放冷し、７８０℃以上９３０℃以下の温度域で均熱保持時間３０分以下の熱処理を行い、さらに放冷後、６５０℃以上７２５℃以下の温度域で均熱保持時間３０分以下の熱処理を行うことを特徴とする。
【００１６】
さらに、上記鋼は、質量％で、Ｃｕ：０．５％以下、Ｃｒ：０．５％以下、Ａｌ：０．０１〜０．０７％、Ｔｉ：０．００５〜０．０５％からなる群より選択される１種または２種以上をさらに含有することが好ましい。
【００１７】
【発明の実施の形態】
本発明者らは、鋼の化学成分と製造方法を詳細に検討した結果、以下の知見を得た。
【００１８】
焼入れ性を高めるＭｏを適正量添加することにより、従来実施されていた２回再加熱焼ならし−焼戻し処理（ＲＮ−Ｎ−Ｔ）の熱処理のうち、２回再加熱焼ならし（ＲＮ−Ｎ）を行うことなく、焼ならし（Ｎ）を１回実施するだけで、２回再加熱焼ならし（ＲＮ−Ｎ）と同等のミクロ組織を得ることが可能になる。特に、加熱温度を１２００℃以上１３５０℃以下とし、圧延終了温度を８００℃以上９５０℃以下の範囲に制御することにより、より好ましいミクロ組織が得られる。
【００１９】
また、上記のような成分・圧延条件の最適化により、熱間圧延後に熱処理を２回実施するだけで、優れた低温靭性を確保できる。さらに、焼ならし（Ｎ）の後の熱処理を６５０℃以上７２５℃以下の広範囲とすることが可能になる。特に、焼ならし（Ｎ）後の熱処理温度を６５０℃以上７００℃以下の範囲とした場合には、従来の３段熱処理で得られていた靭性に優れた安定なオーステナイト組織が十分に得られるため、安定して優れた低温靭性を有するＮｉ含有形鋼が得られる。
【００２０】
このようにＭｏを適正量添加して焼入性を高めたＮｉ含有形鋼は、成分および圧延条件を最適化することにより、従来法のように非常に狭い温度範囲に限定された複雑な熱処理を３回行うことなく、広い範囲の熱処理温度の管理下で優れた低温靭性を得ることができる。本発明は以上のような知見に基づいてなされたものである。
【００２１】
以下、本発明の強度および低温靭性に優れたＮｉ含有形鋼の製造方法について、詳しく説明する。まず、本発明の化学成分範囲について説明する。
【００２２】
（１）Ｃ：０．０ｌ〜０．０５％
Ｃはオーステナイトまたはマルテンサイト中に固溶し、焼戻し時に析出することにより強化に寄与する元素であるが、その含有量が０．０１％未満では十分な強度が確保できない。一方、０．０５％を超えて添加すると、強度が著しく上昇して靭性を劣化させる。従って、Ｃ含有量は０．０１〜０．０５％の範囲に規定する。
【００２３】
（２）Ｓｉ：０．１〜０．５％
Ｓｉは脱酸のため添加するが、その含有量が０．１％未満では脱酸効果が十分でなく、清浄性が悪い。一方、０．５％を超えて添加すると固溶強化量が多くなるため、結果として靭性が劣化する。従って、Ｓｉ含有量は０．１〜０．５％の範囲に規定する。
【００２４】
（３）Ｍｎ：０．３〜０．７％
Ｍｎは強度および靭性を確保するために添加するが、その含有量が０．３％未満ではその効果が十分でなく、強度が低下する。一方、０．７％を超えて添加すると偏析が生じやすくなり、靭性が劣化する。従って、Ｍｎ含有量は０．３〜０．７％の範囲に規定する。
【００２５】
（４）Ｐ：０．０１０％以下
Ｐは粒界に偏析し、靭性を劣化させる不可避不純物元素であるため、その含有量が少ない方がよい。しかし、０．０１０％以下であれば実用上問題がないため、Ｐ含有量の上限を０．０１０％に規定する。
【００２６】
（５）Ｓ：０．０１０％以下
Ｓは一般的には鋼中においてはＭｎＳ介在物となり、過度の存在により靭性を劣化させるため、その含有量が少ないほどよい。しかし、０．０１０％以下であれば問題がないため、Ｓ含有量の上限を０．０１０％に規定する。
【００２７】
（６）Ｎｉ：７．５〜１０．５％
Ｎｉは低温靭性を確保するため、本発明において非常に重要な元素である。その含有量を７．５％以上とすることで、焼戻しマルテンサイト相と安定な微細オーステナイト相との混合組織が得られ易くなる。一方、１０．５％を超えて添加すると合金コストが上昇するだけでなく、強度が上昇して靭性の劣化が生じる。従って、Ｎｉ含有量は７．５〜１０．５％の範囲に規定する。
【００２８】
（７）Ｍｏ：０．０５〜０．３％
Ｍｏは本発明において重要な元素である。その含有量を０．０５％以上とすることで、熱間圧延後の冷却およびその後の焼戻し処理だけで、従来の複数回の熱処理と同様の微細マルテンサイト相と安定な微細オーステナイト相との混合組織が得られる。一方、０．３％を超えて添加すると合金コストが上昇するだけでなく、強度が上昇して靭性の劣化が生じる。従って、Ｍｏ含有量は０．０５〜０．３％の範囲に規定する。
【００２９】
本発明では、強度および低温靭性をさらに向上する目的で、以下に示すＴｉ、Ａｌ、Ｃｕ、Ｃｒのうちの１種または２種以上を含有してもよい。
【００３０】
（８）Ｔｉ：０．００５〜０．０５％
Ｔｉは鋼中に含まれるＮとＴｉＮを形成し、加熱時のオーステナイト粒径の微細化に寄与し、結果として靭性の向上につながる。しかし、その含有量が０．００５％未満ではその効果が十分ではない。一方、０．０５％を超えて添加すると析出物が著しく粗大化し、靭性の劣化を生じさせる。従ってＴｉを添加する場合には、その含有量は０．００５〜０．０５％の範囲に規定する。
【００３１】
（９）Ａｌ：０．０１〜０．０７％
Ａｌは脱酸剤として添加されるが、その含有量が０．０１％未満では効果がない。一方、０．０７％を超えて添加すると鋼の清浄度が低下し、靭性の劣化につながる。従ってＡｌを添加する場合には、その含有量は０．０１〜０．０７％の範囲に規定する。
【００３２】
（１０）Ｃｕ：０．５％以下
Ｃｕは適正な添加であれば靭性の改善と強度の上昇に有効な元素であるが、過剰な添加は靭性の劣化を引きおこす。従ってＣｕを添加する場合には、その含有量は０．５％を上限とする。
【００３３】
（１１）Ｃｒ：０．５％以下
ＣｒはＣｕと同様に、適正な添加であれば強度上昇に寄与する。さらに、焼入れ性の向上により、Ｍｏと同等の効果を示すが、過剰な添加は靭性の劣化につながる。従ってＣｒを添加する場合には、その含有量は０．５％を上限とする。
【００３４】
上記以外の残部は、Ｆｅおよび不可避不純物からなる。すなわち、本発明の作用効果を損なわない範囲内であれば他の微量元素を含有してもよい。
【００３５】
また、Ｃａ、希土類金属（ＲＥＭ）等のうちの１種または２種以上を適量（〜０．０１％）添加して、鋼中介在物の形態制御を行い、靭性の向上を図ることもできる。
【００３６】
次に、本発明の製造方法について説明する。
【００３７】
本発明のＮｉ含有鋼の製造方法は、上記の成分組成を有する鋼を用い、１３５０℃以下、より好ましくは、１２００℃以上１３５０℃以下の温度範囲に加熱し、８００℃以上、より好ましくは、８００℃以上９００℃以下の温度範囲で圧延を終了した後に放冷し、７８０℃以上９３０℃以下、より好ましくは、７８０℃以上８３０℃以下の温度域で均熱保持時間３０分以下の熱処理を行い、さらに放冷後、６５０℃以上７２５℃以下、より好ましくは、６５０℃以上７００℃以下の温度域で均熱保持時間３０分以下の熱処理を行う。
【００３８】
以下、各熱処理条件の限定理由についてより詳しく説明する。
【００３９】
（ｉ）加熱温度：１３５０℃以下
加熱温度が１３５０℃を超えると、加熱時のオーステナイト粒径が著しく粗大化し、靭性が劣化する。従って、加熱温度は１３５０℃以下とする。強度と低温靭性とのより優れたバランスを得るために、また形状・寸法精度を確保するために、加熱温度の下限値を１２００℃とすることが好ましい。
【００４０】
（ｉｉ）圧延終了温度：８００℃以上
圧延終了温度が低いと、形状・寸法精度が十分に確保されないだけでなく、本来高靭性を示す安定なオーステナイトとなる組織に歪みが加わって不安定なオーステナイトとなり、靭性の劣化につながる。従って、圧延終了温度は８００℃以上とする。なお、強度と靭性とのより優れたバランスを得るためには、圧延終了時のオーステナイト粒径を微細化するために、圧延終了温度の上限値を９００℃とすることが望ましい。
【００４１】
（ｉｉｉ）１回目の熱処理温度：７８０℃以上９３０℃以下
１回目の熱処理では、熱処理後の組織を微細で均質なマルテンサイトとすることが望ましい。このため１回目の熱処理では、熱処理している間の組織を細かなγ単相組織とする必要がある。熱処理温度が７８０℃未満の場合、γ単相とはならず、γとαの２相組織となり、熱処理後に好ましい均質なマルテンサイト組織が得られない。一方、熱処理温度が９３０℃を超えると、熱処理中のγ粒径が粗大化し、靭性の低下につながる。従って、１回目の熱処理温度は７８０℃以上９３０℃以下の範囲とする。特に、熱処理温度を７８０℃以上８３０℃以下に限定することにより、より好ましい微細なγ組織が得られる。
【００４２】
（ｉｖ）１回目の熱処理均熱保持時間：３０分以下
熱処理の均熱保持時間が３０分を超えると製造コストが上昇するだけでなく、結晶粒の粗大化により靭性が低下する。従って、１回目の均熱保持時間は３０分以下とする。良好な靭性を確保するために、１回目の均熱保持時間は３分以上とすることが好ましい。
【００４３】
（ｖ）２回目の熱処理温度：６５０℃以上７２５℃以下
２回目の熱処理では、熱処理後の組織をＮｉが濃化した微細で安定なγと微細な焼戻しマルテンサイトとする必要がある。ここで、安定なγとは、使用環境のマイナス１９６℃においてもマルテンサイトに変態しないものを指す。従って、２回目の熱処理での加熱温度はγとαの２相組織となる温度域とする必要があり、さらに２相組織のγ中にＮｉが十分に濃化する温度域としなければならない。
【００４４】
ところで、γとαの２相域温度に加熱した場合、Ｎｉはγ中に濃化する傾向がある。しかし、鋼中に含まれるＮｉの含有量は決まっているため、γ中のＮｉ濃度は２回目の熱処理中のγ分率と逆比例する傾向を示す。このことから、熱処理温度が７２５℃を超えると、熱処理中のγ分率が高くなり、結果としてγ中のＮｉ濃度が低下し、熱処理後のγが不安定となって靭性の低下につながる。一方、熱処理温度が６５０℃未満の場合、γ分率が非常に少なく、Ｎｉの濃化した安定なγの量が十分ではなく、やはり靭性が低下する。従って、２回目の熱処理温度は６５０℃以上７２５℃以下の範囲とする。特に、２回目の熱処理温度を６５０℃以上７００℃以下に限定することにより、より好ましいγ＋α分率が得られる。
【００４５】
（ｖｉ）２回目の熱処理均熱保持時間：３０分以下
熱処理の均熱保持時間が３０分を超えると製造コストが上昇する。さらに、１回目の熱処理を受けたマルテンサイトとＮｉが濃化したγとの間にＮｉの大きな濃度勾配が生じ、Ｎｉが濃化したγ相からα相へとＮｉが拡散し、結果としてＮｉ濃度が低く、熱処理後に低温にすることでマルテンサイトに変態する不安定なγの分率が増大し、靭性の低下につながる。従って、２回目の均熱保持時間は３０分以下とする。良好な靭性を確保するために、２回目の均熱保持時間は３分以上とすることが好ましい。
【００４６】
【実施例】
（第１の実施例）
種々の化学成分を有する供試鋼を用いてフランジ厚１２ｍｍのＨ形鋼を製造した。用いた供試鋼（鋼種Ａ〜Ｑ）の化学成分を表１に示す。
【００４７】
【表１】
2004263281.tif 000002
【００４８】
このときの製造条件として、各Ｈ形鋼の加熱温度（℃）、圧延終了温度（℃）、１回目の熱処理温度（℃）、１回目の均熱保持時間（分）、２回目の熱処理温度（℃）、２回目の均熱保持時間（分）を表２に示す。
【００４９】
得られたＨ形鋼の特性として、引張特性（強度）および衝撃特性（靭性）を調べた。引張特性としては、熱間圧延後、熱処理炉を用いて熱処理を行った後、フランジ１／４位置より圧延方向にＪＩＳ  Ｚ  ２２０１に規定されている１Ａ号板状引張試験片を採取し、降伏強度（ＭＰａ）および引張強度（ＭＰａ）を測定した。衝撃特性としては、ＪＩＳ  Ｚ  ２２０２に規定されている４号シャルピー衝撃試験片を採取し、マイナス１９６℃におけるシャルピー衝撃吸収エネルギー（Ｊ）を測定した。この結果を表２に併記する。
【００５０】
なお、ＪＩＳ  Ｇ  ３１２７の規格を満足し、さらに製造上のばらつきを考慮して、降伏強度が５４０ＭＰａ以上であるもの、引張強度が７２０ＭＰａ以上であるもの、マイナス１９６℃におけるシャルピー衝撃吸収エネルギーが７５Ｊ以上であるものをそれぞれ強度、低温靭性に優れたＮｉ含有形鋼として評価し、この評価基準を満たさないものを本発明範囲外とした。
【００５１】
また、得られたＨ形鋼の形状・寸法精度がＪＩＳ  Ｇ  ３１９２の規格を満たすか否かについても表２に併記する。表２中、規格を満たしたものには○、規格を満たさなかったものには×、規格を満たすものの、規格値に対して余裕がなかったものには△を付した。
【００５２】
【表２−１】
2004263281.tif 000003
【００５３】
【表２−２】
2004263281.tif 000004
【００５４】
化学成分および製造条件が本発明の範囲内である例１〜例１０のＨ形鋼はいずれも、降伏強度が５４０ＭＰａ以上、引張強度が７２０ＭＰａ以上で、かつマイナス１９６℃のシャルピー衝撃吸収エネルギーが１００Ｊ以上の優れた特性を示した。さらに、形状・寸法精度にも優れていた。
【００５５】
一方、化学成分は本発明の範囲内であるものの、製造条件が本発明の範囲外である例１１〜例１８のＨ形鋼は、以下のような結果が得られた。すなわち、圧延終了温度が低かった例１１のＨ形鋼は、加工歪みにより引張強度がＪＩＳ規格で規定されている規格値８３０ＭＰａ（８３０Ｎ／ｍｍ２）を超えて高くなり、靭性が低下していた。さらに、形状・寸法精度が悪かった。
【００５６】
１回目の熱処理温度が低かった例１２のＨ形鋼は、完全なγ単相からの変態組織が得られていないため、低温靭性が劣化していた。
【００５７】
１回目および２回目の熱処理温度がともに高かった例１３のＨ形鋼は、低温靭性が劣化していた。これは、γが粗大化したか、もしくは逆変態により生じたγ中のＮｉ濃度が低下して安定なγが減少したか、またはこの両者が起こったためであると考えられる。また、引張強度がＪＩＳ規格の規格値を超えて高かった。
【００５８】
２回目の熱処理温度が低かった例１４のＨ形鋼は、安定なγが十分に確保できないため、靭性が低かった。
【００５９】
２回目の熱処理温度が高かった例１５のＨ形鋼は、逆変態により生じたγ中のＮｉ濃度が低下して安定なγが減少し、靭性が低下していた。
【００６０】
１回目および２回目の均熱保持時間がともに長かった例１６のＨ形鋼は、不安定なγが増加し、靭性が劣化していた。
【００６１】
加熱温度および２回目の熱処理温度が高かった例１７のＨ形鋼は、低温靭性が劣化していた。これは、加熱時のγ粒径が著しく粗大化したか、もしくは逆変態により生じたγ中のＮｉ濃度が低下して安定なγが減少したか、またはこの両者が起こったためであると考えられる。さらに、加熱時の酸化スケールのため表面性状が劣化していた。
【００６２】
加熱温度が１２００℃を下回って低く、このため圧延終了温度も低下した例１８のＨ形鋼は、加工歪みにより引張強度がＪＩＳ規格の規格値を超えて高くなり、靭性が低下していた。さらに、形状・寸法精度が悪かった。
【００６３】
製造条件は本発明の範囲内であるものの、化学成分が本発明の範囲から外れる例１９〜例３０のＨ形鋼は以下のような結果が得られた。すなわち、Ｃ含有量が少なく、Ｍｎ含有量およびＭｏ含有量が多かった例１９のＨ形鋼は、十分な降伏強度および引張強度が得られなかった。
【００６４】
Ｃ含有量およびＭｎ含有量が多かった例２０のＨ形鋼は、引張強度がＪＩＳ規格の規格値を超えて高くなり、靭性が劣化していた。
【００６５】
Ｓｉ含有量が少なく、Ｃ含有量およびＭｎ含有量が多かった例２１のＨ形鋼は、鋼の清浄性が低いため低温靭性が劣化していた。
【００６６】
Ｓｉ含有量およびＭｎ含有量が多かった例２２のＨ形鋼は、固溶強化により引張強度がＪＩＳ規格の規格値を超えて高くなり、低温靭性が劣化していた。
【００６７】
Ｍｎ含有量が少なく、Ｍｏ含有量が多かった例２３のＨ形鋼は、十分な降伏強度および引張強度が得られなかった。
【００６８】
Ｍｎ含有量およびＭｏ含有量が多かった例２４のＨ形鋼は、偏析が著しく、靭性が劣化していた。
【００６９】
Ｃ含有量、Ｍｎ含有量およびＰ含有量が多かった例２５のＨ形鋼、および、Ｃ含有量およびＳ含有量が多かった例２６のＨ形鋼はともに、低温靭性が劣化していた。
【００７０】
Ｍｏ含有量が少なかった例２７のＨ形鋼は、十分な焼入れ性が確保できないため、靭性が低下していた。
【００７１】
Ｍｏ含有量が多かった例２８のＨ形鋼は、引張強度がＪＩＳ規格の規格値を超えて高くなり、結果として靭性が劣化していた。
【００７２】
Ｎｉ含有量が少なかった例２９のＨ形鋼は、十分な低温靭性が得られなかった。
【００７３】
Ｃ含有量およびＮｉ含有量が多かった例３０のＨ形鋼は、引張強度がＪＩＳ規格の規格値を超えて高くなり、靭性が劣化していた。さらに、製造コストが高くなった。
【００７４】
（第２の実施例）
種々の化学成分を有する供試鋼を用いてフランジ厚１５ｍｍの不等辺不等厚山形鋼を製造した。用いた供試鋼（鋼種Ｒ〜Ｚ）の化学成分を表３に示す。
【００７５】
【表３】
2004263281.tif 000005
【００７６】
このときの製造条件として各不等辺不等厚山形鋼の鋼片の加熱温度（℃）、圧延終了温度（℃）、１回目の熱処理温度（℃）、１回目の均熱保持時間（分）、２回目の熱処理温度（℃）、２回目の均熱保持時間（分）を表４に示す。
【００７７】
得られた不等辺不等厚山形鋼の引張特性（強度）および衝撃特性（靭性）を、引張試験片をフランジ１／２位置より圧延方向に採取した以外は実施例１と同様に調べた。この結果を表４に併記する。なお、評価基準も実施例１と同様とした。
【００７８】
【表４−１】
2004263281.tif 000006
【００７９】
【表４−２】
2004263281.tif 000007
【００８０】
化学成分および製造条件が本発明の範囲内である例３１〜例４５の形鋼はいずれも、降伏強度が５４０ＭＰａ以上、引張強度が７２０ＭＰａ以上で、かつマイナス１９６℃のシャルピー衝撃吸収エネルギーが１００Ｊ以上の優れた特性を示した。さらに、形状・寸法精度にも優れていた。
【００８１】
一方、化学成分は本発明の範囲内であるものの、製造条件が本発明から外れる例４６〜例５３の形鋼は以下のような結果が得られた。すなわち、圧延終了温度が低かった例４６の形鋼は、加工歪みにより引張強度がＪＩＳ規格で規定されている規格値８３０ＭＰａ（８３０Ｎ／ｍｍ２）を超えて高くなり、靭性も低下していた。さらに、形状・寸法精度が悪かった。
【００８２】
１回目の熱処理温度が高かった例４７の形鋼は、γ粒径が粗大化するため靭性が低下していた。
【００８３】
１回目の熱処理温度が低かった例４８の形鋼は、完全なγ単相からの変態組織が得られないため、低温靭性が劣化していた。
【００８４】
２回目の熱処理温度が低かった例４９の形鋼は、安定なγが十分に確保できないため、靭性が低かった。
【００８５】
２回目の熱処理温度が高かった例５０の形鋼は、逆変態により生じたγ中のＮｉ濃度が低下して安定なγが減少し、靭性が低下していた。
【００８６】
１回目および２回目の均熱保持時間が長かった例５１の形鋼は、不安定なγが増加し、靭性が劣化していた。
【００８７】
加熱温度が高かった例５２の形鋼は、加熱時のγ粒径が著しく粗大化しているため、低温靭性が劣化していた。さらに、加熱時の酸化スケールのため表面性状が劣化していた。
【００８８】
加熱温度が１２００℃未満と低く、そのため圧延終了温度も低下した例５３の形鋼は、下降歪みにより引張強度がＪＩＳ規格の規格値を超えて高くなり、靭性が低下していた。さらに、形状・寸法精度が悪かった。
【００８９】
製造条件は本発明の範囲内であるものの、Ｃｕ含有量が多かった例５４の形鋼は、引張強度がＪＩＳ規格の規格値を超えて高くなり、靭性が低下していた。
【００９０】
製造条件は本発明の範囲内であるものの、Ｃｒ含有量が多かった例５５の形鋼は、例５４の形鋼と同様に、引張強度がＪＩＳ規格の規格値を超えて高くなり、靭性が劣化していた。
【００９１】
製造条件は本発明の範囲内であるものの、Ｔｉ含有量が多かった例５６の形鋼は、析出物が粗大化し、靭性が劣化していた。
【００９２】
製造条件は本発明の範囲内であるものの、Ａｌ含有量が多かった例５７の形鋼は、鋼の清浄度が低下し、靭性が劣化していた。
【００９３】
【発明の効果】
以上詳述したように、本発明によれば、フランジ厚２０ｍｍ未満のＮｉ含有形鋼を製造する際の熱処理回数を少なくすることができるとともに、熱処理時の温度管理の範囲を広くすることができる。これにより、強度および低温靭性に優れたＮｉ含有形鋼を安価に製造することが可能となる。