(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．０２〜０．１５％未満、Ｓｉ：０．２１％以下、Ｍｎ：０．３〜２．５％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．００４％未満、sol.Ａｌ：０．００１〜０．１％、Ｔｉ：０．０２％以下、Ｎ：０．００９％以下を含み、残部はＦｅ及び不可避的不純物からなり、金属組織がマルテンサイトおよびベイナイトの一方または双方を含む組織、またはこれらの焼戻し組織であり、旧オーステナイト粒のアスペクト比の平均値が１．５以下、旧オーステナイト粒の短径の平均値が６０〜７００μｍで、かつＴｉ、Ｎ、Ｓの含有量および旧オーステナイト粒の平均短径ｄγが下記式（１）または（２）を満足する鋼材の製造方法であって、前記化学組成の鋼を、１１００℃以上の温度に加熱し、仕上げ温度を９００℃以上として熱間加工した後、９００〜１１００℃の温度域で１〜３０分間保持し、その後、５５０℃以下まで３℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で冷却することを特徴とする、強度と靱性に優れた鋼材の製造方法。
【数１】
0003800836.tif 000010
【数２】
0003800836.tif 000011
【請求項２】
化学組成が請求項１に記載の鋼のＦｅの一部に代えて、Ｃｒ：１．５％以下、Ｍｏ：１％以下、Ｃｕ：１．５％以下、Ｎｉ：４％以下、Ｖ：０．１５％以下、Ｃａ：０．００４％以下、ＲＥＭ：０．００４％以下及びＢ：０．００３％以下のうちの１種以上を含み、金属組織がマルテンサイトおよびベイナイトの一方または双方を含む組織、またはこれらの焼戻し組織であり、旧オーステナイト粒のアスペクト比の平均値が１．５以下、旧オーステナイト粒の短径の平均値が６０〜７００μｍで、かつＴｉ、Ｎ、Ｓの含有量および旧オーステナイト粒の平均短径ｄγが下記式（１）または（２）を満足する鋼材の製造方法であって、前記化学組成の鋼を、１１００℃以上の温度に加熱し、仕上げ温度を９００℃以上として熱間加工した後、９００〜１１００℃の温度域で１〜３０分間保持し、その後、５５０℃以下まで３℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で冷却することを特徴とする、強度と靱性に優れた鋼材の製造方法。
【数１】
0003800836.tif 000012
【数２】
0003800836.tif 000013
【請求項３】
５５０℃以下まで３℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で冷却後、さらにAc1点以下の温度で焼戻しすることを特徴とする、請求項１または２に記載の強度と靱性に優れた鋼材の製造方法。
【請求項４】
鋼が、さらに下記式（３）を満足していることを特徴とする請求項１から３までのいずれかに記載の強度と靱性に優れた鋼材の製造方法。
N-Ti/3.4≦0.00４5  ・・・・・（３）
ここで、元素記号は各元素の含有量を表し、その単位は質量％である。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、強度が４５０ＭＰａ以上で靱性に優れ、特に強度が均一な鋼材を効率よく生産する方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
鋼材、特に構造用鋼材に対しては、強度と靱性の両立が求められる場合が多い。Ｎｉ等の高価な元素を添加することなく前記要求を満たすために、これまでに調質処理や制御圧延等により組織を細粒化する方法が、種々提案され採用されてきた。
【０００３】
例えば、特公昭５５−３００５０号公報には、強靭鋼の製造方法が開示されている。この方法は、化学組成、スラブの鋳造条件および熱間圧延時のスラブ加熱条件を規定することにより、ＡｌＮを鋼中に微細に分散させ、このＡｌＮでオーステナイト粒（以下、「γ粒」と記すことがある。）の成長を抑制して、細粒組織にする方法である。
【０００４】
この方法によれば、確かに細粒組織を得ることが可能であるが、ＡｌＮは、連続鋳造の際にスラブの横ひび割れの原因となる析出物であり、連続鋳造という効率の高い生産方法の適用が、著しく困難になる。
【０００５】
特開昭５７−１３１３２０号公報には、低温靱性に優れた高張力鋼板の製造方法が開示されている。この製造方法は、圧延終了温度とその後の冷却速度を規定した方法である。しかし、この方法はオーステナイト未再結晶域から２相域に至るまでの温度で圧延する必要があるため、圧延効率が著しく低下する。また、破面遷移温度は改善されるものの、セパレーションが発生しやすくなるため、吸収エネルギーは小さくなる傾向が強い。そのため、シャルピー衝撃値で一定値以上の吸収エネルギーが要求されるような場合には、有効な方法とはいえない。
【０００６】
このように、一般に組織を細粒化するための処理は鋼材の製造工程を複雑にし、生産性を低下させる。近年、鋼材の低価格化の要求が強まっており、価格の上昇に繋がる製造工程はできるだけ省略しなければならない。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】
本発明の課題は、旧γ粒が粗大であっても引張強さ（ＴＳ）が４５０ＭＰａ以上で良好な靱性を有し、しかも強度のバラツキの小さい鋼材を直接焼入れ法により製造する方法を提供することにある。
【０００８】
【課題を解決するための手段】
本発明の要旨は以下の通りである。
【０００９】
（１）質量％で、Ｃ：０．０２〜０．１５％未満、Ｓｉ：０．２１％以下、Ｍｎ：０．３〜２．５％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．００４％未満、sol.Ａｌ：０．００１〜０．１％、Ｔｉ：０．０２％以下、Ｎ：０．００９％以下を含み、残部はＦｅ及び不可避的不純物からなり、金属組織がマルテンサイトおよびベイナイトの一方または双方を含む組織、またはこれらの焼戻し組織であり、旧オーステナイト粒のアスペクト比の平均値が１．５以下、旧オーステナイト粒の短径の平均値が６０〜７００μｍで、かつＴｉ、Ｎ、Ｓの含有量および旧オーステナイト粒の平均短径ｄγが下記式（１）または（２）を満足する鋼材の製造方法であって、前記化学組成の鋼を、１１００℃以上の温度に加熱し、仕上げ温度を９００℃以上として熱間加工した後、９００〜１１００℃の温度域で１〜３０分間保持し、その後、５５０℃以下まで３℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で冷却することを特徴とする、強度と靱性に優れた鋼材の製造方法。
【００１０】
【数１】
0003800836.tif 000002
【００１１】
【数２】
0003800836.tif 000003
（２）化学組成が上記（１）に記載の鋼のＦｅの一部に代えて、Ｃｒ：１．５％以下、Ｍｏ：１％以下、Ｃｕ：１．５％以下、Ｎｉ：４％以下、Ｖ：０．１５％以下、Ｃａ：０．００４％以下、ＲＥＭ：０．００４％以下及びＢ：０．００３％以下のうちの１種以上を含み、金属組織がマルテンサイトおよびベイナイトの一方または双方を含む組織、またはこれらの焼戻し組織であり、旧オーステナイト粒のアスペクト比の平均値が１．５以下、旧オーステナイト粒の短径の平均値が６０〜７００μｍで、かつＴｉ、Ｎ、Ｓの含有量および旧オーステナイト粒の平均短径ｄγが下記式（１）または（２）を満足する鋼材の製造方法であって、前記化学組成の鋼を、１１００℃以上の温度に加熱し、仕上げ温度を９００℃以上として熱間加工した後、９００〜１１００℃の温度域で１〜３０分間保持し、その後、５５０℃以下まで３℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で冷却することを特徴とする、強度と靱性に優れた鋼材の製造方法。
【数１】
0003800836.tif 000004
【数２】
0003800836.tif 000005
（３）５５０℃以下まで３℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で冷却後、さらにAc1点以下の温度で焼戻しすることを特徴とする、上記（１）または（２）に記載の強度と靱性に優れた鋼材の製造方法。
【００１２】
（４）鋼が、さらに下記式（３）を満足している上記（１）から（３）までのいずれかに記載の強度と靱性に優れた鋼材の製造方法。
【００１３】
N-Ti/3.4≦0.00４5  ・・・・（３）。
ここで、元素記号は各元素の含有量を表し、その単位は質量％である。
【００１４】
上記、旧オーステナイト粒とは、熱間加工後冷却して得られた鋼材の金属組織におけるオーステナイト粒のことを言う。旧γ粒界は、マルテンサイト、ベイナイトを含む鋼ではエッチングによって容易に現出させることができ、光学顕微鏡で識別可能で粒径も測定できる。また、鋼材はその形状はどのようなものでもよく、代表的なものとしては鋼板、鋼管や形鋼等がある。
【００１５】
本発明者らは、生産能率を高めることを目的とし、圧延能率を低下させる制御圧延に頼った細粒化法や、圧延後に再加熱処理工程が必要になる、再加熱焼入れによる細粒化法は利用しないことを前提とし、引張強さが４５０ＭＰａ以上で、かつ優れた靱性を有する鋼材の製造方法を開発するため種々実験、検討した結果、次のような知見を得た。
【００１６】
（ａ）旧γ粒が粗粒になった鋼材は、靱性は劣化するが、粗粒の状態でＳを低減しＭｎＳの析出を抑制すると、遷移温度及び吸収エネルギーが著しく改善される。しかし、旧γ粒が細粒の場合は、この効果はあまり期待できない。
【００１７】
（ｂ）鋼中のＴｉＮにも同様の靱性への悪影響が認められる。ＮまたはＴｉを低減して、ＴｉＮの析出量を減らすことにより、遷移温度が改善される。しかし、旧γ粒が細粒の場合は改善されない。
【００１８】
（ｃ）上記（ａ）、（ｂ）によるＭｎＳ、ＴｉＮ析出量の削減による清浄化に伴う靱性改善効果は、鋼材の金属組織が、ベイナイトやマルテンサイト及びこれらの焼戻しされた組織を含む場合に大きい。
【００１９】
（ｄ）ＭｎＳ、ＴｉＮ析出量に制限を課した条件では、旧γ粒を粗粒にすることにより焼入性が増して強度を上げることができるため、旧γ粒はむしろ６０μｍ以上とした方が、低製造コストで高強度の鋼を得ることができる。また、制御圧延の必要がなくなるので、旧γ粒が完全に再結晶した状態から変態させ組織を均一にすることができるので、よい製品を安定して製造することができる。再結晶状態の目安としては、旧γ粒の平均アスペクト比が適当で、この値が１．５以下であるように製造すればよい。
【００２０】
（ｅ）旧γ粒を粗大にする場合、旧γ粒の平均短径ｄγに応じてＭｎＳ、ＴｉＮを適切な量に減らす必要があり、前記（１）式または（２）式で規制でき、旧γ粒径の広い範囲において高い靱性を確保することができる。しかし、旧γ粒径が７００μｍを超えると粗大化に伴う靱性への悪影響が無視できなくなる。
【００２１】
（ｆ）旧γ粒が粗大な鋼材を直接焼入れ法で製造した場合は、制御圧延等により旧γ粒を細粒化して製造した場合に比べて、熱間加工チャンスの異なる鋼材間の強度の差および熱間加工チャンスを異にしない一鋼材の位置による強度の差（以下、「強度のバラツキ」と記す）が大きくなる。
【００２２】
（ｇ）旧γ粒が粗大な鋼材の場合、Ｓ、Ｎ含有量を低減することにより靱性が改善されるが、強度のバラツキの原因となる。Ｓ、Ｎ含有量を高めることにより、熱間加工チャンスの異なる鋼材間での強度のバラツキは小さくすることができるが、製造した一鋼材内での位置による強度の不均一は防止できない。
【００２３】
（ｈ）熱間加工後の鋼材を直接焼入れするに先立って、鋼材を９００〜１１００℃の温度域に加熱して、粒界偏析性の元素を偏析させ、また旧γ粒で再結晶や粒成長の不十分な部分を十分に反応をさせて安定状態にしてから焼入れすると（ｆ）で記載した両方の強度のバラツキを小さくすることができる。
【００２４】
（ｉ）旧γ粒が粗大な鋼材では、介在物形成元素であるＴｉは少ないほど破面遷移温度は改善されるが、高延性破面率を得るには、ある程度含有させる必要があり、最適範囲がある。
【００２５】
（ｊ）そのＴｉ含有量の最適条件はＮ−（Ｔｉ／３．４）がゼロになるときで、これはＴｉＮとして固定されないＮが存在せず、かつ、過剰なＴｉが存在しない状態である。
【００２６】
（ｋ）Ｎ−Ｔｉ／３．４の値で、破面遷移温度＋４０℃における延性破面率を整理した場合、この値を０．００４５以下にコントロールすることで、延性破面率は大きく改善される。
【００２７】
直接焼入れ法により製造した旧γ粒が粗大な鋼材の強度が不均一になる理由は下記のように考えられる。
【００２８】
すなわち、実際の直接焼入れ法による鋼材の製造プロセスにおいては、熱間加工終了から水冷までの時間は必ずしも一定ではなく、熱間加工チャンス毎にバラツキがある上に、鋼材の位置により加工温度や加工度に違いがあるため、不純物元素の粒界偏析による粒界安定化の仕方がまちまちで、γ粒界の安定化度は一定になりにくく、続いておこなわれる焼入れの冷却時の変態挙動も異なるためと考えられる。
【００２９】
【発明の実施の形態】
本発明の製造方法に適用する鋼の化学組成を限定した理由は以下の通りである。なお、化学成分の含有量の％表示は質量％である。
【００３０】
Ｃ
Ｃは、強度を確保するするために必要で、０．０２％未満では必要とする強度を確保することができない。一方、０．１５％以上になると、溶接した場合に溶接熱影響部、母材共に靱性が劣化する。したがって、Ｃの含有量は０．０２〜０．１５％未満とした。
【００３１】
Ｓｉ
Ｓｉは、脱酸作用があり、鋼板の強度上昇にも寄与する。しかし、０．２１％を超えて含有させた場合、靱性の低下をもたらすため、０．２１％を含有量の上限とする。また、Ａｌによる脱酸が十分である場合は、Ｓｉを含有させなくともよい。
【００３２】
Ｍｎ
Ｍｎは、焼入性を高める効果があり、強度確保に有効な成分である。含有量が０．３％未満では、焼入性の不足によって強度、靱性が得られない。一方、２．５％を超えて含有させる場合は、偏析が増すと共に、焼入性が高まり過ぎて、溶接時に溶接熱影響部、母材共に靱性が低下する。したがって、Ｍｎの含有量は０．３〜２．５％とした。
【００３３】
Ｐ
Ｐは不純物として鋼中に不可避的に存在する。含有量が０．０５％を超えると、粒界に偏析して靱性を低下するのみならず、溶接時に高温割れを招くため、０．０５％以下とする必要がある。加えて、Ｐは、延性破面率を悪化させ、特にＸ７０（ＡＰＩ規格）以上の高強度で延性破面率の低下をもたらす。したがって、Ｘ７０以上の強度を得る場合には、０．０２％以下の含有量にすることが望ましい。
【００３４】
Ｓ
Ｓは、ＣａやＲＥＭおよびＯ（酸素）と結合してオキシサルファイドを、またＭｎと結合して硫化物を形成し、介在物として鋼中に存在する。鋼の強度が低い場合、または組織が十分に細粒の場合には、これら介在物は靱性に大きな悪影響は及ぼさないが、ある程度粗大な組織である場合は、Ｓ含有量を後述の式（１）または式（２）を満足するように制限して介在物量を少なくしなければならない。しかし、これらの式を満足しても、０．００４％以上含有する場合には、靱性への悪影響は避けられないので０．００４％未満の含有量とする。より望ましい含有量は、０．００３％未満である。
【００３５】
Ｎ
Ｎは、高温延性低下の原因となる不純物であり、通常は、Ｔｉを添加してＴｉＮの形で固定することで悪影響を回避している。しかし、本発明においては、ＴｉＮそのものが靱性悪化原因となるため、ＴｉＮ形成は抑制しなければならない。そのためには、Ｎそのものを低減するか、あるいは、Ｔｉの量を減らす必要がある。
【００３６】
優れた靱性を得るためのＮ含有量は、後述する式（１）または（２）を満足させることが必要であるが、式（１）、（２）を満足しても、Ｎの含有量が０．００９％を超えると、ＴｉＮによる靱性低下、あるいは、十分に固定されずに固溶するＮによる靱性への悪影響が無視できなくなる。
【００３７】
本発明の粗大な旧γ粒を前提とした組織の鋼では、ＮはＴｉＮのような析出物の形で固定されなかった場合、衝撃試験における延性破面率の低下をもたらす。式（１）とＮの含有量が０．００９％以下を満足する限り、シャルピー衝撃試験における破面遷移温度を大きく悪化させるわけではないが、一定以上の延性破面率を要求する用途に対しては、さらに、後述する式（３）を満足するようにＮ量を制限するのがよい。
【００３８】
なお、Ｎの含有量を０．００１％以下とすると、Ｓ低減でＭｎＳも殆ど存在していない条件下では、旧γ粒の粒成長が非常に容易になる。この場合、サブマージドアーク溶接法などにより、100kJ/cm前後の大入熱にて溶接を行う場合、溶接熱影響部において局部的に旧γ粒が粗大化する事がある。溶接熱影響部において、局部的に極端な粗大組織が形成されることに伴う性能不均一を避けるためには、Ｎを０．００１％以上含有させ、併せて、若干のＴｉも含有させることが望ましい。
【００３９】
Ｔｉ
通常Ｔｉは、鋼中のＮを固定して高温延性を改善させるために含有させる。しかし、ＴｉＮは靱性低下原因となるため、出来るだけＴｉは添加しないことが望ましく、靱性面から許容される範囲は、前記式（１）または式（２）で限定される。しかし、これらの式を満足しても、０．０２％を超えて含有されれば、靱性劣化は避けがたい。
【００４０】
Ｔｉによって固定されなかったＮは、上述した通り、延性破面率を低下させる傾向があるため、延性破面率を要求される用途に対しては、式（１）または式（２）に加えて、式（３）も満足するように、Ｔｉを含有させるのがよい。
【００４１】
sol.Ａｌ
Ａｌは、脱酸のために必須の元素であり、sol.Ａｌで０．００１％以上含有させる。それ未満の場合は脱酸不足によって鋼質の劣化を招く。しかし、０．１％を超えて含有させると、母材靱性の劣化や、溶接部靱性の低下を招くため好ましくない。したがって、０．１％を含有量の上限とする。
【００４２】
Ｃｒ
Ｃｒは焼入性を高めるのに有用な元素である。前記した必須元素のみで最低限必要な焼入性は確保されるが、鋼材が厚肉の鋼管等の場合には、さらに焼入性を向上させるために必要に応じて含有させる。Ｃｒ含有量を０．０２％以上にすると、焼入性のほかに焼戻し軟化抵抗を高める効果も得られるので０．０２％以上の含有量とするのが望ましい。しかし、１．５％を超えると溶接部の靱性劣化が避けられないのでＣｒを含有させる場合の含有量を１．５％以下とする。
【００４３】
Ｍｏ
鋼材が厚肉の鋼管等の場合には、さらに焼入性および焼戻し軟化抵抗を高めるためにＭｏを含有させるのが好ましい。含有量が０．０２％未満では、これらの効果が得られないので、０．０２％以上とするのが望ましい。しかし、１％を超えると溶接部の靱性劣化が著しくなるので、Ｍｏを含有させる場合の含有量の上限は１％とするのがよい。
【００４４】
Ｃｕ
Ｃｕは強度上昇および耐食性向上に有効なので、より一層の高降伏強さおよび高耐食性が必要な場合に含有させるのがよい。含有量を０．０５％以上とすると、直接焼入れにおける焼入性も高めるので０．０５％以上とするのが望ましい。  しかし、１．５％を超えて添加しても、コスト上昇に見合った性能の改善が見られないため、Ｃｕを含有させる場合の含有量の上限は１．５％とするのがよい。
【００４５】
Ｎｉ
Ｎｉは、固溶状態において鋼のマトリックス（基地）の靱性を高める効果があるので、より優れた靱性を安定して得る必要がある場合に含有させるのがよい。  含有量を０．０５％以上にすると焼入性向上効果も得られるので、０．０５％以上とすることが望ましい。
【００４６】
しかし、４％を超えるとＮｉ添加によるコストの上昇に見合った靱性の向上が得られないので、Ｎｉを含有させる場合の含有量の上限は４％とするのがよい。
【００４７】
Ｖ
Ｖは析出強化によって強度を高める効果があり、比較的靱性への悪影響が小さく、強度アップのためには有効である。含有量を０．０１％以上とすると、焼戻し軟化抵抗のほかに焼入性を向上させる効果も得られるので、０．０１％以上とするのが望ましい。しかし、０．１５％を超えると靱性が大きく劣化するので、Ｖを含有させる場合の含有量の上限は０．１５％とするのがよい。
【００４８】
Ｃａ
Ｃａは、鋼中のＳおよびＯ（酸素）と反応して溶鋼中でオキシサルファイドを生成する。この硫酸化物は、ＭｎＳなどと異なり、圧延加工によって圧延方向に伸びることがなく、圧延後も球状である。そのため、延伸した介在物の先端等を割れの起点とする溶接割れまたは水素誘起割れ（ＨＩＣ：Hydrogen Induced Cracking） を抑制するので、溶接割れまたはＨＩＣを抑制する場合に含有させるのがよい。含有量を０．０００２％以上とすると溶接部の靱性向上にも効果があるので０．０００２％以上とするのが望ましい。しかし、含有量が０．００４％を超えると、清浄度の低下によって母材靱性が低下する。また、含有量が０．００４％を超えると延性破面率を低下させることがある。したがって、Ｃａを含有させる場合の含有量の上限は０．００４％とするのがよい。
【００４９】
ＲＥＭ
ＲＥＭは、溶接熱影響部の組織の微細化や、Ｓの固定に寄与するが、介在物となって清浄度を低下させる。しかし、ＲＥＭの添加によって形成される介在物は、比較的靱性劣化への影響が小さいため、０．００４％以下であれば含有させてもよい。
【００５０】
Ｂ
Ｂは、焼入性を高めて強度上昇に寄与するので必要に応じて添加する。Ｂを含有させる場合の含有量は０．００３％以下とするのがよい。
【００５１】
次に、金属組織について説明する。
【００５２】
１）金属組織
鋼材の金属組織は、引張強度を４５０ＭＰａ以上にするために、ベイナイトおよび低温での変態で生成するマルテンサイトの一方または双方を含んだ組織、またはこれらの焼き戻し組織とする必要がある。その他にフェライト、パーライトを含む。
【００５３】
このような組織は、熱間圧延後、γ域からの焼入れを行い、必要に応じて焼戻しをおこなうことにより得られる。
【００５４】
２）旧γ粒のアスペクト比
旧γ粒のアスペクト比の平均値を１．５以下にするのは、異方性の低減と強度が低下するのを防止するためである。加工を受けて転位を内部に含んだ旧γ粒は、粒内の転位からもα相が核生成するため、焼入性が低下して強度が低下する。これを防止するために、旧γ粒を十分再結晶させて（再結晶が進んだ旧γ粒は、アスペクト比が１に近づく）から変態させる必要がある。旧γ粒のアスペクト比の平均値が１．５以下であれば強度低下を防止することができる。
【００５５】
旧γ粒のアスペクト比の平均値を１．５以下にするには、熱間圧延時の仕上げ温度を９００℃以上とすることが必要である。また、熱間圧延後に鋼材を１〜３０分間９００〜１１００℃の温度域に保つことが必要である。
【００５６】
また、アスペクト比の平均値は、旧γ粒が最も伸長された面を観察することができる方位を選んで光学顕微鏡用の試料を切り出し、ミクロ組織を現出させ、画像処理によって旧γ粒を計測し、各旧γ粒を楕円形にて近似した場合の長径と短径の比を平均した値とする。また、下記する旧γ粒の平均短径もこの方法で求めた短径を平均した値である。
【００５７】
３）旧γ粒の平均短径
本発明においては、生産効率を上げるため、組織の細粒化のための低温加工をおこなわないため旧γ粒は比較的粗粒となる。また、粗粒にすることによりＴｉ、ＮおよびＳの低減の靱性および強度に及ぼす効果が顕著になる。旧γ粒の平均短径が、６０μｍ未満では焼入性が低下して目的とする強度が得られず、また靱性も低下する。一方、旧γ粒の平均短径が７００μｍを超えると粗粒になり過ぎ靱性が劣化する。この旧γ粒の粒径は、鋼の化学成分を既に述べたものとし、更に、加工温度および加工度を、例えば、後述する実施例のように調整することにより制御することができる。
【００５８】
４）Ｔｉ、Ｎ、Ｓの含有量と旧γ粒の短径の平均値との関係式（１）、（２）
ＴｉとＮの含有比Ｔｉ／Ｎが３．４未満である場合は、下記式（１）を満足していなければＴｉおよびＳの含有量が多くなり過ぎ、ＴｉＮおよびＭｎＳが多量となり靱性が劣化する。この式は多くの実験によりもとめた式で、旧γ粒の短径の平均値に応じて適したＴｉおよびＳの含有量を規定するものである。
【００５９】
【数１】
0003800836.tif 000006
【００６０】
また、ＴｉとＮの含有比Ｔｉ／Ｎが３．４以上である場合には、下記式（２）を満足しなければ、ＮおよびＳの含有量が多くなり過ぎＴｉＮおよびＭｎＳが多量となり靱性が劣化する。
【００６１】
【数２】
0003800836.tif 000007
【００６２】
５）ＮとＴｉの含有量を規制する式（３）
粗大な旧γ粒の鋼材では、ＴｉＮが靱性を劣化させるので、Ｔｉ含有量を適量にする必要がある。また遊離Ｎは延性破面率を低下させるので少なければ少ないほど好ましい。Ｎ−（Ｔｉ／３．４）がゼロになる場合が遊離Ｎが存在せず、かつ余分なＴｉが存在しない状態であるが、この値を０．００４５以下とすることにより、破面遷移温度＋４０℃における延性破面率を８５％以上にすることができる。したがって、高延性破面率の鋼材にする場合には、ＮおよびＴｉの含有量は、Ｎ−（Ｔｉ／３．４）≦０．００４５を満足する量とした。好ましくは、０．００２５以下である。ここで、元素記号は各元素の含有量を表し、その単位は質量％である。
【００６３】
以下、製造条件について限定した理由を説明する。
（１）鋼の加熱温度：１１００℃以上
この加熱温度は、直接焼入れする前の工程の熱間加工するために鋼を加熱する温度であり、例えばインゴットから加工する場合は、分塊圧延した後のスラブの加熱温度であり、また連続鋳造の場合は鋳造したスラブの加熱温度である。また、連続鋳造の場合は、鋳造したスラブ加熱温度であり、ビレットから継目無鋼管を製造する場合は、ビレットの加熱温度である。加熱温度が１１００℃未満では加工温度が低温になり過ぎて、組織が細粒になると共に、生産効率が低下するため、加熱温度は１１００℃以上とする。上限は特に限定しないが、あまり高温にするとスケールロスが増えて経済的でなく、また継目無鋼管の製造の場合、穿孔時に工具との接触面が溶融し易くなるため１３００℃程度以下とするのが好ましい。本発明では、靱性を確保するために低温で熱間圧延する必要はなく、９００℃以下の温度域で３０％以上の圧下をおこなうと、むしろ旧γ粒の細粒化や制御圧延効果が現れ、強度が大きく低下する場合がある。鋼材を量産する場合、品質のバラツキの原因となるので好ましくない。
【００６４】
この悪影響を回避するためには、旧γ粒の短径の平均値が６０μｍを下回らないように、また、旧γ粒が加工硬化していない状態から冷却されるように、熱間圧延終了温度をコントロールする必要がある。なお、旧γ粒の短径の平均値が７００μｍを超えない限り、加工仕上げ温度は幾ら高くても良好な性能が得られるが、１１５０℃を超える圧延仕上げ温度を確保することは、実際の製造ラインでは難しい。また、このような高温では、スケールの発生による鋼材のロスが増える。このような観点から、圧延仕上げ温度は、１１５０℃前後が実質的な上限となる。
【００６５】
（２）熱間加工
熱間加工は、焼入れ前に製品形状に加工するための熱間加工を示す。熱間加工方法は限定するものでないが、例えば鋼材が鋼板の場合は熱間圧延であり、鋼材が継目無鋼管の場合は穿孔圧延後の延伸圧延等である。
【００６６】
（３）熱間加工後の熱処理：９００〜１１００℃で１〜３０分保持
この熱処理は、本発明において重要な処理であり、熱間加工終了後の鋼材を焼入れのための冷却を開始する前に、９００〜１１００℃の温度域に１〜３０分間保持することにより、焼入れ後の強度のバラツキが抑制できる。
【００６７】
一般に微量元素の旧γ粒界への偏析によって、鋼材の焼入れ性は大きく影響を受けるが、粗大な旧γ粒の場合は特に影響を受けやすくなり、鋼材内部での元素分布の微妙なムラが、強度のバラツキに直結する。そこで、熱間加工終了後、γ域で保持すると、偏析性元素は十分に拡散して、比較的均一に旧γ粒界に偏析し、強度ムラの発生を抑制することができる。また、熱間圧延終了時に加工状態にある旧γ粒が部分的に存在する可能性があるが、この保持中に回復、再結晶するため、焼入れ時には鋼材全体が、γ粒内にほとんど転移を含まない、無加工状態から冷却して変態させることができ、これも強度の均一化に寄与する。
【００６８】
鋼材の加熱温度が、９００℃を下回ると、加熱の効果を十分に得ることができないため、下限を９００℃とした。また、１１００℃を超える温度に上げても、強度均一化の効果は飽和し、むしろスケールロスが増えるなどの悪影響が目立つため、この１１００℃を上限とする。
【００６９】
保持時間は、最低１分とする必要があり、望ましくは３分以上である。しかし、３０分を超えても強度の均一性はそれ以上改善されず、むしろ酸化スケールが生成して、冷却に不均一をもたらすため、かえって好ましくない結果が得られる。このため、保持時間は、３０分を上限とする必要がある。
【００７０】
熱間加工後の鋼材は、Ar3点を下回ることなく補熱炉に挿入して加熱するのが望ましい。Ar3を下回って、一旦二相域に入っても、補熱炉で再びγ相一相に戻すことは可能で、組織的にも殆ど差のない製品を得ることは可能である。しかし、そのような場合は、保持温度は９５０℃以上とし、保持時間も５分以上を確保することが望ましい。
【００７１】
補熱炉の温度は、熱間加工材の補熱炉への挿入直前の温度に近づけると、鋼材はより均一な温度に保持されるので好ましい。
【００７２】
なお、旧γ粒界以外に核生成サイトとなる粒子を鋼中に分散させておき、旧γ粒界からの核生成のムラの影響を弱めることにより強度のバラツキを抑制する方法も考えられた。すなわち、ＭｎＳやＴｉＮは、粒内核生成サイトとして有効であると考えられ、こういった粒子をあらかじめ鋼中に形成させておけば、γ−α変態挙動は比較的安定したものになると考えられた。しかし、本発明においては、前記（１）式を満足させなければ靱性が確保できないため、この方法は採用することはできなかった。
【００７３】
（４）冷却速度：５５０℃以下まで３℃／ｓｅｃ以上
本発明の鋼材の金属組織は、強度を確保するために、ベイナイト及び低温での変態で生成するマルテンサイトの一方または双方を含んだ組織、またはこれらの焼き戻し組織とする必要があり、そのほかにフェライト、パーライトを含む組織である。熱間加工後の補熱炉での均熱の後の冷却は、このような組織を得ることができる条件でなければならない。そのような冷却速度は、３℃/sec以上、望ましくは５℃/sec以上である。冷却速度が３℃/sec未満では、より高温でフェライトが多く析出してしまう。
【００７４】
冷却は室温まで続けるか、あるいはより高い温度で停止してもよい。本発明においては、製品のミクロ組織として、ベイナイトあるいはマルテンサイト組織としているため、冷却を途中で停止する場合でも、少なくともベイナイトが生成する温度までは冷却しなければならない。ベイナイトは６００℃でも生成するが、実製造におけるバラツキを考慮すれば、確実にベイナイトを生成させるには、５５０℃以下にまで冷却しなければならない。
（５）必要に応じての焼き戻し：Ac1点以下の温度
焼入れ後の鋼材は、強度や靱性の調整が必要な場合は、Ac1点以下の温度で焼き戻しする。ただし、焼き戻し温度がAc1点を超えて２相域になる場合、靱性の劣化と強度の低下だけでなく、強度の不均一も著しくなるため、この温度を超えてはならない。
【００７５】
【実施例】
表１に示す化学組成の７種の鋼を真空溶解炉で溶製し、１５０ｋｇ丸形インゴットとした。記号ＢＢおよびＤＤの化学組成の鋼は、式（３）である、Ｎ−（Ｔｉ／３．４）≦０．００４５を満足していないものであり、Ｔｉ、Ｎの含有量を除く化学組成はそれぞれ記号ＢおよびＤの化学組成の鋼と類似している。
【００７６】
【表１】
0003800836.tif 000008
【００７７】
インゴットは、鍛造により厚さ１２０〜１７０ｍｍの厚板にし、１１８０〜１２７０℃に加熱後、表２に示す条件で熱間圧延し、厚さ２５〜５０ｍｍの熱延鋼板とした。
【００７８】
熱処理した各熱延鋼板からは、ＪＩＳ Ｚ  ２２０２  Ｖノッチ試験片、ＪＩＳ  Ｚ２２０１  ４号丸棒引張試験片を圧延方向に対して直角の方向で採取して、それぞれ、シャルピー衝撃試験、引張試験に供した。
【００７９】
図１は、熱延鋼板から引張り試験片を採取した位置を示す平面図である。一枚の熱延鋼板内の位置による強度バラツキを調べるため、図１に示すように、圧延長さ方向の３カ所各から、それぞれ、両端と中央部の３カ所の、計９カ所から試験片を採取した。
【００８０】
また、圧延チャンスの異なる鋼板間の強度のバラツキを調べるために、各記号の熱延鋼板を同一製造条件にて１０枚を製造し、各鋼板の中央部から引張試験片を各２本採取して、引張強さの平均値を比較した。これらの結果を表２に示す。
【００８１】
【表２】
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【００８２】
表２中、１枚の熱延鋼板の各位置による強度のバラツキを、バラツキＡ欄に、また圧延チャンスの異なる鋼板間の強度のバラツキをバラツキ欄Ｂに示した。バラツキ欄Ａでは、９カ所の降伏点強さの最高値と最低値の差を示した。また、バラツキ欄Ｂでは、各記号の同一条件で製造した１０枚の降伏点強さの最高値と最低値の差を示した。
【００８３】
シャルピー衝撃試験で求めた延性破面率は、破面遷移温度の、およそ４０℃高温で試験を行い、６本試験したうちの最低値を示す。なお、破面遷移温度が−３０℃に達しなかった鋼については、延性破面率の試験はおこなわなかった。
【００８４】
靱性については、各製造条件で、１枚の鋼板について調べた。ただし、延性破面率（SA）を調べるため、シャルピー衝撃試験片を１０本余分に採取し、破面遷移温度（vTrs）が得られたのち、vTrs＋４０℃にて１０本試験し、ＳＡの平均値を出した。
【００８５】
圧延終了温度は、９９０℃〜１１００℃間の高温とした。その結果として旧γ粒は粗大になっているにもかかわらず、本発明例、比較例共に、靱性は概して良好であり、−５０℃以下で使用するのに必要十分な靱性を示した。
【００８６】
しかし、本発明例の鋼板が、バラツキＡ、バラツキＢ共に比較的小さな範囲に収まっているのに対して、比較例では、両方のバラツキ共に大きくなっている。このように、本発明の製造方法は、強度のバラツキの抑制に非常に有効であることがわかる。
【００８７】
表２の記号ＢＢおよびＤＤは、バラツキＡとバラツキＢと共に比較的小さく、補熱炉を使用した効果が得られているが、式（３）を満足しなかったために、vTrsは比較的良好な値を示すものの、延性破面率（SA）が、遷移温度よりも４０℃高い温度でも１００％に達していないことがわかる。このことから、通常用途では式（１）または式（２）を満足していれば式（３）を満足していなくとも十分であるが、特に延性破面率を要求される用途においては、式（３）まで満足させる必要のあることがわかる。
【００８８】
【発明の効果】
本発明の製造方法によれば、高強度で靱性に優れ、かつ強度のバラツキの小さい鋼材が得られ、鋼構造物の安全性の改善に資するところが大きい。
【図面の簡単な説明】
【図１】熱延鋼板から引張り試験片を採取した位置を示す平面図である。
【図１】
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