JPH01230713A - 耐応力腐食割れ性の優れた高強度高靭性鋼の製造法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】 ［産業上の利用分野］ 本発明は炭素量が低いにも拘らず高強度を有し、靭性と
海水あるいは塩水などの応力腐食環境中における耐応力
腐食割れ性にも優れた高強度・高靭性鋼の製造法に関す
るものである。

［従来の技術］ 近年、エネルギー重要が年々増加し、その安定供給確保
のため、海底資源開発や海底地殻地質調査など海洋開発
に対する関心が急速に高まり、この海底開発につながる
海洋構造物および海底調査作業船の建造あるいは海底石
油生産基地などの建築構想が活発化している。

これらの構造物は、波浪あるいは圧力により変形、破壊
等をしてはならないものであり、より高い安全性確保が
重要課題である。

したがってこれらに使用される材料には、構造上高溶接
性、高強度、かつ高靭性が要求されており、さらに海水
等の使用環境条件においても、耐応力腐食割れ性を具備
することが望まれている。

このような安全で信頼のおける鋼材の開発要求に応える
Ｎｉ含有低合金高張力鋼およびその製造法が開発されて
いる。

その代表的なものとして、特開昭６１−１２８１５号公
報（資料Ａ）、特開昭５９−１００２１４号公報（資料
Ｂ）、特開昭８１−２７２３１６号公報（資料Ｃ）、特
願昭８１−２７１０３１号明細書（資料Ｄ）をあげるこ
とができる。

これらはいずれも鋼板を圧延後直ちに水冷する、いわゆ
る直接焼入れ法を用いている。

資料Ａでは、圧延前のスラブを著しく低温（９００〜１
０００℃）加熱し低温圧延後直接焼入れ一焼戻しするこ
とによって微細な有効結晶粒（ｃｆｆｅｃｔｌｖｅｇｒ
ａｉｎ）を得、従来鋼にない高い脆性亀裂停止性能（ｂ
ｒｉｔｔｌｅ　ｃｒａｃｋ　ａｒｒｅｓｔｉｎｇｃａｐ
ａｂｉ　Ｉ　Ｈｙ）を有する高靭性鋼を得ている。

また、資料Ｂでは、鋼板全体を同時に冷却することによ
って鋼板の長平方向の材質バラツキを抑え、水量密度を
低く制御し表面と内部の冷却速度の差を小さくすること
によって、厚み方向の材質バラツキを抑える均一な機械
的性質を鋼板に付与しようとしている。

しかしながらこれらのいずれも塩水と接触する環境、例
えば海洋構造物などにおいての海水中での応力腐食を考
慮に入れた検討はなされておらず、海洋での使用上十分
に安全であるとは云えない。

これに対し、資料ＣではＮ１含有鋼にＮｂを添加し、さ
らに不純物元素Ｐ、　Ｎ、　０を低減した鋼に、圧延後
直接焼入れ一焼戻しの適正条件を適用することによって
、耐海水応力腐食割れ性のよい鋼が製造できるとしてい
る。

また資料りではＮｉ−Ｍｏ鋼を低Ｃ化することにより、
溶接部の耐海水応力腐食割れ性を改善し、低Ｃ化による
強度の低下を制御圧延−直接焼入れ一焼戻しで補ってい
る。

［発明が解決しようとする課題］ 高張力鋼の応力腐食割れに関しては、線型破壊力学モー
ドの理論が取り入れられ、材料内に先天的に存在する亀
裂あるいは欠陥が腐食環境に対して、どのような破壊挙
動を取るかを亀裂環境のに値（応力拡大係数）を用いて
定量化する手法が用いられ、実用的成果をあげている。

すなわち、応力腐食割れ試験としては、使用環境条件に
おいて予亀裂付きの試験片を用い、ノツチ先端に苛酷な
状態を作ることにより遅れ破壊を生じ易くして、この環
境下で、種々のに値のレベルでの定荷重試験を行なうこ
とにより、ある一定のに値以下では破壊を生じない限界
値Ｋ　ｌ５ｃｃ値を求めることによって、耐応力腐食割
れ性が評価されている。

資料Ｃに記載された耐海水限界Ｋ１５ｃｃ値は、溶接熱
影響部では最も高いものでも４５０ｋｇｆ−市−３／２
で改善されてはいるが十分高いとは言えない。

また、資料りの方法では、溶接熱影響部の耐海水限界Ｋ
１５ｃｃ値はよく改善されるものの、母材の強度・靭性
に異方性（圧延方向に採取した試料とそれに直角方向に
採取した試料との強度・靭性の差）が強く現れることが
懸念される。

［課題を解決するための手段］ 本発明者らは、海水中あるいは塩水中における耐応力腐
食割れ性を具備し、異方性のない均一な高強度・高靭性
を有する高溶接性Ｎ１含有低合金鋼を開発することを目
的に、鋼およびその製造法について種々検討した結果、
高強度材の耐応力腐食割れ性には鋼中の炭素量が著しく
影響し、炭素量を低減することが極めて有効であること
、この低炭素Ｎｉ含有低合金鋼を通常に圧延し、焼入れ
焼戻し処理した場合は、異方性はほとんどなく母材の限
界Ｋ１５ｃｃ値は十分高いが、高い強度が得られず目標
値を満足しないこと、また制御圧延を行なって直接焼入
れ一焼戻しを行なった場合は、高強度は得られるが、異
方性が強く現れ、母材の限界Ｋ１５ｃｃ値が若干低下す
ることなどを知見した。

そこで炭化物の挙動に着目して制御圧延−直接焼入れ後
、種々のオーステナイト化温度に再加熱し、焼入れ一焼
戻し処理を行なってみると、特定の温度域で強度が著し
く上昇し、異方性も殆んどなく、高靭性かつ母材および
溶接部の限界Ｋ１５ｃｅ値が十分に高い鋼材が得られる
ことを見出した。

以上から耐海水応力腐食割れ性に優れた、高溶接性と均
一な高強度・高靭性を有する鋼は、低炭素をベースにし
たＮ１含有低合金鋼を熱間圧延において制御圧延後直接
焼入れし、その後再加熱−焼入れ一焼戻し処理の適正条
件を採用することによって製造できることを知見した。

本発明はこのような知見に基づいて構成したもので、そ
の要旨はＣ，０，０２〜０．１０％、　　Ｓｉ　　；０
．５０％以下、　Ｍｎ　；０．４〜１．５％、　Ｎｉ　
；１．０〜８．０％。

Ｍ　ｏ　；　０　、１〜１　、５％、　　Ｃｒ　；１．
０％以下、　Ｓｏｎ　、　ＡＮ　；０．０１〜０．０８
％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる
鋼片、あるいはさらにＣｕ　；１．５％以下、Ｖ；０．
１２％以下、　Ｎｂ；０．０４％以下、Ｔ１　；０．０
１５％以下の１種または２種以上および／またはＣａ　
；　０．００５０％以下の少量を含有する鋼片を、１０
００〜１２５０℃に加熱した後、熱間圧延において、オ
ーステナイトが再結晶する温度域で２０〜６０％ついで
オーステナイトが再結晶しない温度域で３０〜７０％の
圧下を行ない、８５０℃以上で圧延を完了後Ａ　ｒ　ａ
意思上の温度から水冷を開始して１５０℃以下の温度で
停止する焼入れ処理を行ない、その後さらにＡ　ｃ　ｓ
点からＡ　ｃ　ａ　＋　１００℃の温度域に再加熱した
後、焼入れ処理を行ない、続いてＡ　ｃ　ｒ点以下の温
度で焼戻し処理する耐応力腐食割れ性の優れた高靭性高
張力鋼の製造法である。

以下本発明について詳細に説明する。

まず、本発明を上記のような鋼成分に限定した理由を述
べる。

ＣＴＣは焼入れ性を向上させ強度を容易に上昇させるの
に有効な元素である。反面、本発明の目的である耐応力
腐食割れ性の向上に対しては最も影響を与える元素でも
ある。

すなわち、Ｃがｏ、ｉｏ％を超えると著しくＫ１５ｃｃ
値を低下して溶接熱影響部が硬化し、耐応カ割れ性を劣
化させる。また、Ｃが０．０２％未満であると強度が得
られない。したがって、Ｃ含有量の範囲を０．０２〜０
．１０％とした。

Ｓｌ、ＳＩは強度向上に有効であるが、Ｎ１含有鋼の場
合、Ｓｌが高いと焼戻し脆性が大きくなり、低温靭性が
劣化する。したがって、ある程度の強度を確保し、切欠
靭性を劣化しないために上限を０．５０％とした。

Ｍｒｌ；Ｍｎは焼入れ性を向上させ、強度・靭性確保に
有効であるが、Ｍｎが高いと８１と同様に焼戻し脆性が
大きくなるので、１．５％以下にする必要がある。また
、Ｍｎ含有量が０．４％未満では強度および靭性が低下
する。従って、Ｍｎの含有量を０．４〜１．５％とした
。

Ｎｉ、Ｎｉは積層欠陥エネルギーを上げ、交叉上りを増
し、応力緩和を生じやすくし、衝撃吸収エネルギーを増
し、鋼の低温靭性の向上、さらにはＮ１は焼入れ性を高
めて強度を向上させる。

したがって要求される鋼の強度や靭性に応じて含有され
るが、本発明においては、他元素との兼ね合いにより　
１．０％以上の含有が必要である。

また、本発明における未再結晶域圧延法を用いると、Ｎ
１　ｆｆｉ　８．０％以下で十分な高い靭性が得られる
ので上限を８．０％とした。

Ｍｏ；Ｍｏは焼入れ性の向上による強度確保のため、ま
た焼戻し脆性を防止するために有効な元素である。また
未再結晶温度域を拡大するので、本発明のように未再結
晶温度域を利用して圧延する場合には特に有用な元素で
ある。

しかし、０．１％未満では未再結晶温度域の拡大効果が
小さく、目標とする強度・靭性が得られず、また、１．
５％を超えると粗大なＭ　０２　Ｃ等の炭化物が増加し
、靭性を低下させ、また溶接熱影響部を著しく硬化させ
る。

Ｃｒ；Ｃｒは焼入れ性を向上させ強度確保に有効である
が、０．８０％を超えると溶接硬化性が増大し、ＫＩＳ
ｅＣ値を低下させる危険性がある。

Ｓｏρ、Ａｌ１；Ａｇは鋼片加熱時および熱処理時の高
温域で窒化物を形成し、オーステナイト粒の細粒化に有
効である。しかし、０．０１％未満ではその効果が小さ
く、また０、０８％を超えるとアルミナ系介在物が増大
し、靭性を阻害する。したがって、５ｏｊ７．Ａ、１７
の含有量を０．Ｏ１〜０．０８％とした。

以上は本発明における鋼の基本成分であるが、さらに本
発明は強度および靭性を一層改善するために以下の成分
を選択添加することができる。

Ｃｕ；Ｃｕは靭性を劣化させずに強度を上昇させるとと
もに耐食性の向上にも有効であるが、１．５％を超える
と熱間加工性および靭性を劣化させる。

■；■は焼戻し処理において炭窒化物を形成し、析出硬
化により強度確保１こ有効であるが、０．１２％を超え
ると靭性を劣化させる。

Ｎｂ；Ｎｂは主として再加熱時のオーステナイト粒の細
粒化と、これによる靭性確保に有用であるが、多量の添
加は溶接熱影響部の硬度を増して耐海水応力腐食割れ性
を損ねるので０，０４％以下とする。

Ｔｌ；７１は溶接部の粗粒化防止に有効であるが、０．
０１５％を超えるとかえって母材靭性を低下させる。

上記の成分は本発明において強度・靭性を得るために添
加する元素であり、さらに異方性および耐ラメラティア
性を改善するためＣａを選択添加する。

Ｃａ；Ｃａは非金属介在物の球状化に極めて有効であり
、靭性の向上や靭性の異方性を小さくする効果がある。

しかし、０．００５０％を超えると介在物増加により靭
性を低下させる。したがってその含有量を０．００５０
％以下とした。

上記の成分の他に不可避的不純物としてｐ、　　ｓ。

Ｎ等は本発明の特性である靭性を劣化させる有害な元素
であるから、その量は少ない方がよい。

好ましくはＰ≦　０１０１０％、Ｓ≦０．００５％、Ｎ
≦０．００８％に調整する。

さらに本発明では、上記のような鋼成分組成の鋼片を温
度１０００〜１２５０℃に加熱後、熱間圧延において、
オーステナイトが再結晶する温度域で２０〜６０％、つ
いでオーステナイトが再結晶しない温度域で３０〜７０
％の圧下を行ない、６５０℃以上で圧延を完了後、Ａ　
ｒ　３点以下の温度から水冷を開始して、１５０℃以下
の温度で停止する焼入れ処理を行ない、その後さらにＡ
　ｃ　ａからＡ　ｃ　ｓ　＋　１００℃の間の温度に再
加熱した後焼入れし、続いてＡ　ｃ　１点以下の温度で
焼戻し処理を行なうが、これも発明の重要な骨子である
ので、この工程条件の限定理由について次に説明する。

まず、上記のような成分組成に溶製したＮｉ含有低合金
鋼の溶鋼から連続鋳造法もしくは造塊分塊法によって鋼
片を製造し、ついで直接あるいは必要によっては、偏析
成分拡散の目的から加熱と冷却を繰返す前処理を施した
後、温度１０００〜１２５０℃に加熱し、熱間圧延を行
なう。

この加熱においては、加熱オーステナイト粒の細粒化と
焼戻し処理時にＭｏ、Ｖ等の微細炭窒化物の析出による
強化を利用するために鋼片の状態で存在するＭｏ、Ｖ等
の炭窒化物を十分に固溶化させる必要がある。

このとき１（］００’Ｃ未満の低い温度では、この固溶
化作用が十分でなく、Ｍ２Ｏ等の未溶解析出物の存在は
、焼戻しの際の十分な析出硬化が期待出来ないと共に靭
性の低下させる原因ともなる。

一方、１２５０℃を超える温度では、ＭＱ、Ｖ等の炭窒
化物は十分固溶するものの、本発明のＮｉ含有鋼におい
ては、鋼片の表面に酸化物が増加し、最終的に圧延後の
鋼板に表面疵を生じる。

また、加熱オーステナイト粒が粗大化し、その後の圧延
においてオーステナイト粒が細粒化しにくく、靭性低下
の原因ともなる。

したがって、これらの問題を考慮して、鋼片の加熱温度
を１０００〜１２５０℃とした。

次に１０００〜１２５０℃の温度に加熱された鋼片を熱
間圧延においてオーステナイトが再結晶する温度域で２
０％以上ＢＯ％以下、ついでオーステナイトが再結晶し
ない温度域で３０％以上７０％以下の圧下を行ない、６
５０℃以上で圧延を完了する圧延を行なう。

ここでこのように圧延条件を限定した理由について述べ
る。

成分と冷却速度の組合せで、直接焼入れ後の組織が板厚
中心部までマルテンサイト単相となる場合は、全厚が、
鋼板表層部がマルテンサイト相で板厚中心部（１／２υ
から１／４を部がマルテンサイト士下部ベイナイト組織
とからなる場合は表層部が、細粒オーステナイト粒から
生成したマルテンサイト相であると、焼戻しだ時に高靭
性を示す。

それは細粒のオーステナイトから生成したマルテンサイ
トの焼戻し組織の有効結晶粒が細いからである。したが
って、このような圧延条件を選ぶことによって、板厚方
向の強度と靭性を表層から中心まで良好で均一にするこ
とができる。

細粒オーステナイトを得る目的で、圧延後オーステナイ
トが再結晶する温度域の累積圧下率を低くシ、オーステ
ナイトが再結晶しない、おおむね８８０℃以下のいわゆ
る未再結晶温度域で累積圧下率の高い圧延を行なうと、
伸長細粒オーステナイトが過度に形成され、このため強
度・靭性の異方性が著しく増し、応力腐食割れ感受性も
増大する。

一方再結晶温度域での累積圧下率を高くして未再結晶温
度域で累積圧下率の低い圧延を行なうと、伸長細粒オー
ステナイト粒および変形帯の形成が不十分で、靭性低下
と析出強化不足による強度不足を生ずる。

以上の理由から必要な累積圧下率を再結晶温度域で２０
％以上６０％以下、好ましくは３０％以上６０％以下、
未再結晶温度域で７０％以下３０％以上、好ましくは６
０％以下３０％以上とした。

また、仕上温度を６５０℃以上と限定したのは、これよ
り低い温度では加工歪によりＡ　ｒ　３点が上昇し、焼
入れ性低下の原因となるからである。

次に圧延後、水冷開始までの時間を訃ランスファータイ
ムを呼ぶことにすると、結晶組織がマルテンサイトとな
る場合は圧延後直ちに焼入れることもできるが、それ以
外の場合は加工歪の残存とこれによる変態点の上昇など
があって焼入れ組織、焼入れ硬さなどが安定しない。

それ故トランスファータイムをとって水冷する方が好ま
しい。しかしながら余り時間をかけると、変態点以下に
鋼板の温度が低下するので、その時間は１５〜１５０秒
がよい。

次にこの圧延完了後Ａ　ｒ　ａ意思下の温度から水冷を
開始し、１５０℃以下の温度で停止する焼入れ処理を行
なう理由は、十分なマルテンサイト組織を得るためのも
のであり、水冷停止温度が１５０℃を超えると本発明鋼
の場合、マルテンサイト変態が終了しない場合があり、
未変態オーステナイトがそのまま残留し、かえって降伏
強度を低下させる。

本発明での直接焼入れ方法は鋼板全体を同時に冷却する
静止型でもよく、また鋼板が冷却設備に装入された部分
から逐次冷却される、いわゆる連続型でもよい。

また、水量密度も特に制限せず設備能力いっばいの冷却
を行なってもよい。これによりオンラインでの単位時間
当りの処理トン数を増大でき、原価を低減できるメリッ
トがある。

熱間圧延後水冷された鋼は、Ａ　ｃ　３点からＡ　ｃ　
ａ　＋　１００℃の温度範囲の適正な温度に再加熱され
、焼入れされる。

未再結晶温度域圧延での変形帯の形成に伴ない、多数導
入された転位は、圧延後の直接焼入れによって凍結され
、再加熱時においても、一部分はなお高温で析出する炭
窒化物の優先析出サイトとして、効果的に作用するが、
Ａ　ｃ　ａ　＋１００℃を超えた再加熱ではその効果が
失われる。

またＡＣ３点よりも下の温度では高温析出炭窒化物が十
分に形成されない。

なお、この再加熱によって部分的再結晶が生じ、伸長し
たオーステナイト粒界が大部分崩壊し、強度・靭性の異
方性および応力腐食割れ感受性が著しく改善される。

第１図はこのような再加熱時の強化現象を通常圧延（熱
間圧延後空冷材）の場合と対比して示したものであるが
、本発明の制御圧延−直接焼入れ工程（熱間圧延後水冷
材）の場合に顕著に現れることがわかる。

また第２図は再加熱焼入れ材にみられる高温で析出した
炭窒化物の１５０．０００倍の電子顕微鏡レプリカ写真
である。

以上述べたように、この再加熱工程は制御圧延工程、直
接焼入れ工程と共に本発明を構成する重要な要件である
。

再加熱焼入れされた鋼は、その後Ａ　ｃ　１点以下の温
度で焼戻し処理を行なう必要がある。Ａ　ｃ　１点を超
えた温度では不安定オーストナイトの生成により靭性が
劣化する。

したがってＭｏ、Ｖ等の炭窒化物形成元素を十分に析出
強化させ、強度および靭性を得るため焼戻し温度をＡ　
ｃ　１ａ以下と限定した。

このような製造工程で得られた鋼は低Ｃにもかかわらず
高強度、高靭性が得られ、かつＫ１５ｅｃ値が著しく改
善される。

［実　施　例］ 第１表に示す組成を有する鋼を溶製して得た鋼片を、第
２表に示す本発明法と比較法の各々の製造条件に基づい
て、板厚４０〜１３０ｍｍの鋼板に製造した。

これらについて母材の機械的性質と、さらに母材部およ
び溶接熱影響部Ｋ１５ｃｃ値を調査した。

溶接は入熱２５〜５０ｋＪ／ｃｆｌＩでＴＩＧ、潜弧等
で溶接を行なった。

これら第１表の化学組成を有する鋼と、第２表で示す製
造条件とによって得られた機械的性質および３．５％の
人工海水中でのＡＳＴＭ　　Ｅ３９９に示される試験片
を使った母材部および溶接熱影響部のＫ１５ｃｅ試験結
果を第３表に示す。

なお、第１表に示す化学組成の中で鋼Ｖ、　Ｗ。

Ｘは、本発明により規定された化学組成範囲を逸脱した
成分例である。

第１表中のＡ　ｃ　３変態点の値は鉄と調節５１年（１
９６５）第１１号５２頁「低炭素低合金鋼の変態点と化
学成分の関係」によった。

［発明の効果］ 上記の第３表に示す結果から明らかなように、本発明に
したがって得られた鋼板の機械的性質は、比較法で得ら
れた鋼板に比べいずれも板厚方向の各位置とも高強度で
靭性も高く、かつ本発明の意図する耐応力腐食割れ性も
優れている。

【図面の簡単な説明】

第１図は再加熱時の強化現象を通常圧延法（熱間圧延後
空冷材）と本発明法（熱間圧延後水冷材）を比較して示
す要因、第２図は本発明における再加熱材の炭窒化物の
析出状況を示す写真である（倍率１５０，０００＞。 代　理　人　　弁理士　　茶野木　立　夫第１図 υ屹沈人人理薦斐（００′１’！幻θ護手続補正書（方
式） ％式％ １、事件の表示 昭和６３年特許願第５２７２６号 ２、発明の名称 耐応力腐食割れ性の優れた高強度高靭 性鋼の製造法 ３、補正をする者 事件との関係　特許出願人 住所　東京都千代田区大手町二丁目６番３号名称　（６
６５）新日本製鐵株式会社 代表者　齋　　藤　　　裕 ４、代　理　人 住所　東京都中央区日本橋３丁目３番３号昭和６３年５
月３１日 ６、補正の対象 ７、補正の内容 （１）明細書２１頁４行及び３３頁１１行の「写真」の
次に、「の模式図」をそれぞれ挿入する。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １、重量％で Ｃ；０．０２〜０．１０％、 Ｓｉ；０．５０％以下、 Ｍｎ；０．４〜１．５％、 Ｎｉ；１．０〜８．０％、 Ｍｏ；０．１〜１．５％、 Ｃｒ；１．５％以下、 Ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１〜０．０８％ を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼片
   を、１０００〜１２５０℃の間に加熱した後、熱間圧延
   においてオーステナイトが再結晶する温度域で２０〜６
   ０％、ついでオーステナイトが再結晶しない温度域で３
   ０〜７０％の圧下を行ない、６５０℃以上で圧延を完了
   後、Ａｒ＿３点以上の温度から水冷を開始して１５０℃
   以下の温度で停止する焼入れ処理を行ない、その後さら
   にＡｃ＿３点からＡｃ＿３＋１００℃の間に再加熱した
   後、焼入れし、続いてＡｃ＿１点以下の温度で焼戻し処
   理することを特徴とする高強度・高靭性鋼の製造方法。 ２、重量％で Ｃ；０．０２〜０．１０％、 Ｓｉ；０．５０％以下、 Ｍｎ；０．４〜１．５％、 Ｎｉ；１．０〜８．０％、 Ｍｏ；０．１〜１．５％、 Ｃｒ；１．５％以下、 Ｓｏｌ．Ａｌ；０．００１〜０．０８％、 を含有し、さらに Ｃｕ；１．５％以下、 Ｖ；０．１２％以下、 Ｎｂ；０．０４％以下、 Ｔｉ；０．０１５％以下の１種又は２種以上、を含有し
   、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼片を、処理
   することを特徴とする請求項１記載の高強度・高靭性鋼
   の製造方法。 ３、重量％で Ｃ；０．０２〜０．１０％、 Ｓｉ；０．５０％以下、 Ｍｎ；０．４〜１．５％、 Ｎｉ；１．０〜８．０％、 Ｍｏ；０．１〜１．５％、 Ｃｒ；１．５％以下、 Ｓｏｌ．Ａｌ；０．００１〜０．０８％、 Ｃａ；０．００５０％以下、 を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼片
   を、処理することを特徴とする請求項１記載の高強度・
   高靭性鋼の製造方法。 ４、重量％で Ｃ；０．０２〜０．１０％、 Ｓｉ；０．５０％以下、 Ｍｎ；０．４〜１．５％、 Ｎｉ；１．０〜８．０％、 Ｍｏ；０．１〜１．５％、 Ｃｒ；１．５％以下、 Ｓｏｌ．Ａｌ；０．００１〜０．０８％、 を含有し、さらに Ｃｕ；１．５％以下、 Ｖ；０．１２％以下、 Ｎｂ；０．０４％以下、 Ｔｉ；０．０１５％以下の１種又は２種以上、および Ｃａ；０．００５０％以下、 を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼片
   を、処理することを特徴とする請求項１記載の高強度・
   高靭性鋼の製造方法。