JPH04500541A - 腰折れのない熱間帯材及び耐老化性のどぶづけめっきされる冷間帯材の製造方法 - 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】 腰折れのない熱間帯材及び耐老化性の とぶづけめっきされる冷間帯材の製造方法本発明は、帯鋼の製造方法に関するも のである。

例えば熱間帯材を巻取る場合または整向する際の一定の成形条件のもとでは、炭 素とマンガンを少量含む軟鋼から成る帯材は歪み模様を形成しがちである。その 際帯材の表面には、引っ張り方向に対して横方向に、即ち圧延方向に対して横方 向にラインが生じる。これらのラインは熱間帯材の厚さの不均一性を示すもので あり、軽度の場合は熱間帯材表面に影を生じさせ、重度の場合には折り目を生じ させる。このラインは一般に腰折れと呼ばれ、コイルに巻取られた熱間帯材を加 工処理の際に巻戻す間にだけ一定の条件のもとで生じる。制動制御のない巻き戻 し装置または十分な引っ張りなしに作動する巻き戻し装置の場合には、巻き戻さ れるべき熱間帯材が前進するかしないかに応じて加工装置の展開ローラーと送入 ローラーの間で大きな曲率を描いて走行することもあれば、小さな曲率を描いて 走行することもある。特に小さな曲率で走行させる場合とか、前進と滞留を頻繁 に繰り返す場合（帯材を強く損傷させることになる）には、腰折れが生じて帯材 の表面をひどく損傷させてしまう。巻き戻しを高速度で行うと強い衝撃が生じて 腰折れがひどくなる。

さらに腰折れは整向ローラーの間でも生じることがある。帯材を正弦状に連続的 に曲げることにより、帯材の異なった部分で応力が不均一に分割され、その結果 荷重が異なったときに模様が生じる。

腰折れを追加的な整向、曲げ、腐食剤処理、ドレッシングによって除去すること はできない６腰折れは巻き戻されるべき熱間帯材が柔らかく、薄く、または幅狭 であればあるほど生じやすくなる。同様にコイルの直径が小さくなればそれだけ 腰折れが生じやすくなる。

いわゆる二重層鋼の場合には歪み模様が生じないことが知られている。これは、 二重層鋼がきわたった降伏点（降伏延び）を持っていないからである。またドレ ッシングによりきわたった降伏点を除去することができ、それによって歪み模様 の発生を防止できることも知られている９これらの処置は例えば−ｅｒｋｓｔｏ ｆｆｋｕｎｄｅ　５ｔａｈｌ、１９７頁、８６．Ｓｐｒｉｎｇｅｒ　Ｖｅｒｌａ ｇ、Ｂｅｒｌｉｎ−Ｈｅｉｄｅｒｂｅｒｇ−Ｎｅｔｖ　Ｙｏｒｋ−Ｔｏｋｙｏ、 １９８５．Ｖｅｒｌａｇ　５ｔａｈｌ　Ｅｉｓｅｎ　Ｇｍｂ）ｌ、ＤＩｌｓｓｅ ｌｄｏｒｆに記載されている。

他方軟鋼の老化特性の実験から、降伏点の著しい最大値と最小値を除去するため のドレッシングは腰折れを防止するための永続的な処置ではないことが知られて いる。

これは、貯蔵時間が長いと、既に室温できわだった降伏点が再び現われるからで ある（　Ａｒｃｈｉｖ　ｆａｒ　ｄａｓ　Ｅｉｓｅｎｈ　Ｈｔｔｅｎｗｅｓｅｎ 　、　１９５５　、第７２頁を参照）。

さらに変形特性に優れ、老化性がない冷間圧延された帯鋼を金属コーティングす るため溶融浴内に浸漬することが知られている。帯鋼の成分は、とりわけ０．０ １５−０．０４％　Ｃ 最大で　０．０４％　Ｍｎ ０．０２　−０．０５％　Ｓ 最大で　０．０１％　Ｎ であり、完全に除去されねばならない高含有の硫黄、炭素、窒素に応じて０．１ ないし０．４％のチタンが含まれる（欧州特許第０２３１８６４号公報）。

Ｔｅｃｈｎｉｓｃｈｅ　Ｂｅｒｉｃｈｔｅ、Ｔｈｙｓｓｅｎ　５ｔａｈｌ　ＡＧ 、第２／８９８，１１９７−２１１［には、冷間変位特性に優れ、とぶづけめっ きされる高硬度の鋼の改良に関し詳細に報告されている。特に、どぶづけされる 帯材のドレッシングの可能性が腰折れに関し一時的な耐久性のないコンディショ ニングに対し述べられている。耐老化性に関しては次の点が悪影響を与えると説 明されている。。

一窒化アルミニウムの形成によって不可避なＮ−巻き取り機の高温度 一炭素を含んでいるために、とぶづけによって生じる焼き入れ老化 ０、］％以下の合金要素としてのニオブ、チタン、燐と、０．１％以下のＣを含 み、上部降伏点が最大で約３５ＯＮ／＋ａｍ”の鋼に対して実験すると、ニオブ とは異なりチタンは介在的に溶解された炭素に対し望ましい核形成作用を持って いないことがわかる。従ってこのような鋼をフード型焼き鈍し炉内で２００ない し３００℃で老化処理させて、耐老化性にすることが望ましいことが判明した。

また、ＩＦ鋼の場合炭素と窒素を、ニオブ及び／またはチタンを約０．１％の含 有量で添加させることにより永続的に引き離すことができ、それによって鋼が耐 老化性になる。

これらの方法または鋼はすべてチタンまたはニオブの含有量が高く、或いは付加 的な方法段階を要するので比較的コスト高である。

本発明の課題は、合金要素の消費量をできるだけ少なくして降伏点伸びに耐久性 があり、機械的な特性に優れた、腰俺のない帯鋼を製造するための方法、及び従 来の欠点を解消した、どぶづけされる帯鋼の製造方法を提供することである。

この課題を解決する構成は請求の範囲第１項に記載されている。従属項は本発明 による方法の合目的な構成を示す。

本発明による熱間帯材の製造方法によれば、降伏点伸びを安定化するために、次 の分析値を有している鋼のチタン含有量を調整する。

Ｍｎ　：　０，０５−１．００％ Ｐ　：０，００２−０．０２５％ Ｓ　：０．００１−０．０１５％ Ａｌ　：０．０１５−０．０８０％ Ｎ　≦　ｏ、ｏｏｓｏ％ Ｔｉ　０．０３　−０．０８０％ 残りは鉄と不可避の不純物 この場合鋼は連続鋳造装置でスラブに鋳造され、次に室温から１１００℃以上に 加熱したスラブから、厚さが２ｍないし６１ＩＩＩ１１の熱間帯材をＡｒ、点以 上の温度で仕上げ圧延する。そしてこの熱間帯材を５５０℃ないし４００℃の温 度で巻き取る。この熱間帯材は、圧延直後の状態及び比較的長いあいだ貯蔵した 後において３５ＯＮ／ｍ１ｌｌ”以下の降伏点を有している。

時間的に安定な降伏点伸びを有する腰折れのなし１帯鋼を製造するための鋼のチ タン含有量は、本発明によれば、チタン含有量が窒素を除去するためのチタン含 有量よりも大きく、しかし炭素を追加的に除去するために化学量論上必要なチタ ン含有量よりも少ないように設定される。

上記の方法に従って帯材を製造する際にチタン以外の残りの合金要素との関連に おいてチタン成分を有効に作用させる理由は最近においても結論が出ていない。

しかしながらこの文献から明らかなことは、鋼を溶融させている間に窒素が完全 に除去され、その結果スラブを少なくとも１１００℃へ加熱する際と、これに続 いて熱間圧延する間に、時効硬化する窒化チタンが形成されないことである。こ のことは、柔らかい帯鋼の強度が増大しないので望ましいことを意味している。

これに対して炭素は残りのチタン量によって一部しか除去されない。残りの炭素 は溶液に保持される。本発明にしたがって処理しチタンを配量することにより、 炭素の拡散速度をかなりの程度減速させることができる６合金要素としてニオブ 及び／またはバナジウムを添加することは綱に含まれる窒素をも除去させるが、 帯鋼をかなり硬化させる。

即ち、ぎわだった降伏点を示す傾向にある軟鋼から成る熱間帯材の場合、従来考 えられていたように、降伏点伸びを例えば鋼の合金化をより高くすることによっ て、或いは帯材をドレッシングすることによって回避する。

または変化させることが重要でないことが判明した。むしろ本発明によれば、き わだった降伏点が存在する場合、熱間帯材が可能な限り均一な降伏点伸びを有す る。二とが重要である。即ち応力伸びグラフまたは荷重伸長グラフにおいて、降 伏点伸びの領域で応力が最大値と最小値を交互に有しないこと、従って応力が可 能な限り滑らかに変化することが重要である。これによって、歪み模様または腰 折れを防止するためにはきわだった降伏点の発生を避けねばならないという従来 の先入観が克服される。

本発明による熱間帯材は長期間低温または高温で貯蔵しても腰折れかなく、機械 的な特性に優れ、合金要素の使用量を少なくし７て製造することができる。

腰折れのない熱間帯材を製造するにあたってのこの認識は、本発明によれば、耐 久性のあるどぶづけされる冷間帯材の製造の際に利用することができる。

ここでどぷづけとは、帯鋼を亜鉛またはガルファン（Ｇａ１ｆａｎ　）　、ガル ヴァリューム（Ｇａｌｖａｌｕｍｅ　）のような亜鉛混合物で溶融浴を用いて金 属コーティングすることである。ガルファン及びガルヴァリュームはＩＬＺＲＯ にューヨーク）の登録商標である。

実験の結果、どぶづけされる帯材を製造するにあたって生じていた従来の問題は 、亜鉛めっき過程の間前述の作業工程及び赤熱温度が維持されるならば、前述の 鋼を使用することによって解消されることが判明した。この場合帯材の通過速度 は、チタンを含まない綱のための赤熱炉内での通過速度よりも約３０％ないし４ ０％遅くされる。本発明において適用されるこのような通過速度は、前述の温度 範囲では通常工Ｆａに対しても適用される。

上記の処理方法により時間的に安定な降伏点伸びが得られ、また荷重変化におい て最大値と最小値が交互に現われないので、熱間帯材は老化現象を示さない、亜 鉛めっき浴の前の通過炉内での再結晶赤熱により、帯鋼の構造を完全に再結晶化 させることができるならば、はぼ５０％ないし９０％の変形率で行われる以下の 冷間圧延が降伏点伸びに悪影響を与えないことが判明した。まず亜鉛めっき浴の すぐ後方で帯材を焼き入れすると、荷重変化において最大値と最小値が交互に生 じるきわだった降伏点伸びを示す。次にこの帯材の表面を所望の粗さにするため 、場合によっては帯材の平坦性を改善するため。

この帯材をドレッシングし、場合によっては例えば０．５％ないし２％の変形率 で圧延する。これによって降伏点伸びの領域における荷重変化は再び均一になる 。

この荷重変化は老化後維持される。

従ってこの方法により老化のない、模様歪みのない、どぶづけされる薄板を製造 することができる。

また、以下の組成（重量％）の真空鋼も耐老化性があることが判明した。

Ｃ：　０．００４−０．０２％ Ｍｎ　：　０．　０５−０．　５０％ Ｐ　：０；００２−０．　○２５％ Ｓ　：０，００１−０．０１５％ Ａｌ　：０．０１５−０．０８０％ Ｎ　≦　０．　００８０％ Ｔｉ　Ｏ，０２−０，０４％ 残りは鉄と不可避の不純物 この場合この真空鋼は、炭素をより多く含む鋼に関して既に述べたように熱間帯 材に圧延される。またこの１空綱は同じ処理においては酸洗い、冷間圧延の際、 及Ｏ亜鉛めっき装置のなかですぐれた老化現象を維持する。

さらにその成分値のために、冷間変形にも優れている。

本発明にしたがって製造された帯鋼と比較帯材に対する例として、表１に組成（ 溶融液の分析からの抜粋）、最終圧延温度、巻き取り温度に基づいて特徴づけら れる熱間帯材試料が示されている。

表２は、厚さが２．９ｍｍの熱間帯材Ｕ２を圧延直後の状態で測定したその機械 的特性を示すものである。この場合試料を熱間帯材の異なる場所（試料位置）か ら取り出した。即ち Ｂ　熱間帯材の長さの１７４の位置 Ｍ　熱間帯材の長さの１／２の位置 Ｇ　熱間帯材の長さの３／４の位置 Ｅ　熱間帯材の端部 である。なお、 Ｒ１上降伏点 Ｒｏ　引っ張り強度 である。

表３は、本発明にしたがって製造された、厚さが異なり、異なる温度で巻き取ら れた熱間帯材の技術値を示すし　ものである。

区　通常は帯鋼をコイル状態で冷却後静止空気状態で且つブ　比較的圧延直後に 冷間帯材に加工するか、或いは熱間帯材として大量生産する。Ｕち巻き戻し後切 削部品、押しぬき部品、曲げ部品に機械的に加工する。この場合、冒１　頭で述 べたように、熱間帯材を前もってドレッシングするか、或いは特殊な付加的な巻 きつけ方法、従ってコス５　トを要する巻きつけ方法をいわゆるマツケイ・ロー ラシステムを用いて適用すると腰折れを防止することができ３　る、マツケイ・ ローラシステムは、ある程度最小の、技ゝ　術的には影響のない腰折れを生じさ せることがある。

１　問題なのは、この種の帯材を加工する前に長期間にわたって、例えば３か月 ないし１２か月貯蔵する場合である。二の場合には腰折れが生じる。このため本 発明にしたがって製造された帯鋼に対して実際の条件のもとに２つのテストを試 みた。

前記表に示された熱間帯材試料のいくつかに対して、１つの熱間帯材試料の出発 状態に対しては荷重・伸びグラフだけを記録し、他の熱間帯材試料に対しては人 工的な老化後の荷重・伸びグラフをも記録した。荷重・伸びグラフにおいて横軸 は伸びを示し、縦軸は荷重を示す。

老化は熱間帯材試料を８時間２５０’Ｃで貯蔵することにより人工的に行った。

添付の図面において、 第１図は　熱間帯材試料Ｚの荷重・伸びグラフで、出発状態（左側）と貯蔵後の 状態（右側）を示し、 第２図は　熱間帯材試料Ｙの荷重・伸びグラフで、。

出発状態（左側）と貯蔵後の状態（右側）を示し、 第３図は　熱間帯材試料Ｘの荷重・伸びグラフで、出発状態（左側）と貯蔵後の 状態（右側）を示し、 第４図は　熱間帯材試料Ｗの荷重・伸びグラフで、出発状態（左側）と貯蔵後の 状態（右側）を示し、 第５図は　熱間帯材試料■の荷重・伸びグラフで、出発状態（左側）と貯蔵後の 状汚（右側）を示し、 第６図は　熱間帯材試料Ｕ１の荷重・伸びグラフで、出発状態（左側）と貯蔵後 の状態（右側）を示し、 第７図は　熱間帯材試料Ｕ２の荷重・伸びグラフで、出発状態（左側）と貯蔵後 の状態（右側）を試料位置Ｂ、Ｍ、Ｇ、Ｅで示している。

第８図は　圧延直後に亜鉛めっきされた帯鋼りと、ドレッシングされた帯鋼りと 、老化した帯鋼りの荷重・伸びグラフ、 第９図は　老化されどぶっけめっきされた帯鋼にの荷重・伸びグラフ である６ 第１囚と第２図に図示した荷重・伸びグラフは、比較例として用いた従来の鋼が ら成る熱間帯材試料ＺとＹに関するものであり、出発状態においても貯蔵後の状 態においても変化が非常に不均一なきゎだった降伏点伸びを示している。熱間帯 材試料ＺとＹを比較してゎがるように、巻き取り温度が低いと降伏点伸びは均一 にならない。

第３図から第６図までに図示した荷重・伸びグラフは本発明にしたがって製造さ れた熱間帯材試料Ｘ、Ｗ、Ｖ。

Ｕｌに関するものであり、これらの熱間帯材試料はチタン含有量が０．０１重量 ％から０．０４重量％へ上昇している。これらのグラフかられかるように、チタ ン含有量が増大するにしたがって比較的低い巻き取り温度で荷重曲線は降伏点伸 びの領域でかなり均一になっている。

また、チタン含有量が０．０３％以降から（第５図）ぎわだった最大値も最小値 もなく最大値と最小値が交互に連続していることがわかる。

このように圧延直後の状態においても老化状態においても荷重が連続的に変化し ている曲線は従来全く知られていなかった。同じ特性を０．０４重量％ないし０ ．０５！量％のチタンを含み、溶融液Ｔ−Ｑから成る２、０９＋ｎ＋ｎないし４ ．２０＋＋＋ｍの厚さの熱間帯材が示す。この熱間帯材はほぼ同じ８７０’Ｃな いし８８０℃の最終圧延温度で圧延され、試料Ｖ、Ｕｌ、Ｕ２が４５０℃または ４３０℃で巻き取られるのに対し、４９０℃ないし５３５℃で巻き取られる。Ｃ とＴｉとＮの含有量が変化しているにもかかわらず降伏点は約３００±２ＯＮ／ ｍ＋ａ”で、引っ張り強度は約３９０±１５Ｎ／ｎｕｎ”であった。部分的に老 化させても値はほとんど変化せず、熱間帯材は腰折れを示すことなく加工するこ とができた。

第７図に示すように、すべての試料位置で降伏点伸びの均一化が生じた。表２か られかるように、鋼が０．０３３重景重量炭素と、０．２０重量％のマンガンと 、０．０４重量％のチタンとを含んでいる場合、本発明にしたがって４５０℃の 巻き取り温度で巻き取ると、すべての試料位置で、公知の柔らかいミクロ合金化 されていない帯材（米国型式ＳＡＥ　１００６／１００８）の降伏点及び引っ張 り強度に対応している。またこの材料は伸長値が約４５％（Ａ、−標座試料）と 高いのが特徴である。この帯材から、後処理の必要のないような平らな表面を持 ったオイルフィルタカバーを製造した。さらに腰折れのないこの熱間帯材から、 表面が厳しい条件を満足しなければならないような成形部品を製造することがで きる。

次に他の例を用いて、耐老化性のとぶづけめっきされる薄板の製造に関し説明す る。表４は、本発明による鋼Ｎ、Ｌの分析結果の抜粋と、比較例としてのチタン を含有しない鋼Ｐ、Ｋ及びＩ　Ｆ＃Ｏの分析結果の抜粋とを示すものである。

表５は、亜鉛めっきされた帯材Ｐ、Ｏ，Ｎの６か月老化前後の降伏点と、鋼に、 Ｌから成る帯材の３か月老化の前後の具体的な個々の値とを示すものである。表 ６は、亜鉛めっきされた圧延直後の冷間帯材のための鋼り、Ｋの比較パラメータ と３か月老化後の状態とを示している。

表７は、亜鉛めっき過程における炉内の温度と帯材の温度とを示している。

チタンを含有していない真空鋼Ｐの場合、６か月老化させた後５ＯＮ／ｍｍ’以 上の明らかな降伏点伸びが生じる（表５）。一方Ｉ　Ｆ＃Ｏは周知のごとく老化 しない。

本発明による鋼Ｎもかなり高価なＩ　Ｆ＠Ｏと同様に老化しない、同様の特性は 記載された具体的な個々の分析（帯材）Ｋ、Ｌで確認される。

本発明にしたがって亜鉛めっきされる帯材りはどぶづけめっき直後に２９８　Ｎ 　１０ｎ”の降伏点を有し、３が万屋外貯蔵した後もほとんど変化しない（３０ ２Ｎ／皿１）のに対し、同様に貯蔵された比較帯材にの降伏点伸びは２３１Ｎ／ ａｍ”から３０９Ｎ／ｍｍ”へ上昇した。

本発明の効果は第８図と第９図にも非常に明白に示されている。第８図と第９図 において横軸は伸びを示し、縦軸は荷重を示している。第８図の左側のグラフは どぶづけされドレッシングされなかった帯材りの荷重曲線を示し、中央のグラフ は０．７％のドレッシング後の荷重曲線を示し、右側のグラフは３か月貯蔵した 後の荷重曲線を示す０本発明による帯材においてはドレッシング後も均一な荷重 曲線を示し、従って加工後の歪み模様は認められない、これに対して第９図は、 等級にの亜鉛めっきされた帯材が３が月後に降伏点の領域で不均一な荷重曲線を 示すことを表している。この不均一な荷重曲線は、この帯材から薄板処理に基づ いて製造された部品において腰折れラインとして継続的に認められる。表６は、 本発明による鋼においては優れた変形特性（Ａ　ａ。−伸び）が実際に維持され ることをも示している。帯材りにおいては伸びが１．５％ポイントだけ減少し、 一方＃ＩＫに対しては老化後６．６％ポイントだけ伸びが減少したことが認めら れる。

次に鋼りを例にとって仕上げ過程を説明する。

０．０６％のチタンを含んだ鋼Ｌ（表４の分析を参照）を酸素吹き付は方法で溶 融させ、次に連続鋳造装置で鋳造した。分離させたスラブを室温から１２２０” Ｃへ加熱し、８７０℃の最終圧延温度（Ｔ１．）で４ｍｍの厚さの熱間帯材に圧 延し、５２０℃で水冷（ＴＨ，）した後巻き取った。コイルを静止空気で冷却し 予め酸洗いした後、７０％の変形率で１．２闘の厚さと１１７５ｍｍの幅の帯材 に圧延した。次に冷間帯材を、２７．３ｔ／ｈの処理量に応じて４１ｒｎ／ｍｉ ｎの速度で亜鉛めっき浴前方の通過炉内で６９０℃へ予め加熱し、赤熱ゾーン（ 表７を参照）で９００℃で赤熱し再結晶化させた。帯材は浴侵入前のノズル領域 においてまだ５１０℃の温度を持っていた。この温度で帯材を亜鉛めっき浴（４ ６０℃）を通過させ、次に焼き入れした。亜鉛めっきラインの終端で０．７％の 変形率で軽くドレッシングすることにより帯同様にして、０．０３％のチタンを 含んだ等級Ｎの真空鋼を処理し、０．８ａｎの厚さのガルファン・コーティング 帯材に加工した。

このように処理され、どぶづけされた帯材は、自動車のシートフレームや化粧板 等の成形部品に使用することができる。

Σ　−Ｎ′−″″′ゝ Ｇ　２Ｂ４　３８９　７　２．９ｍｍ Ｅ　３１９４０７７ Ｔｌ　３１４　３７４　２．０９ ？２　２８８　３７８　２．１０ ８　３１２　３８６　３．１０ Ｒ１３０８３８４４，１０ Ｒ２３１４３７４４，２０ Ｑ　３１１　３８５　４．１０ １生　Ｋ　乞（Ｎ／ｍｔｒｔ） と・〆１７のフｙ９Ｌ’！−＜ｓｔ友００）４、走水ン一＞　８８０−９１０　 ９００６、め、！外　４５０−４６０　４６０Ｆｉｇ、３ 国際調査報告 国際調査報告

Claims (4)

【特許請求の範囲】
1. １．降伏点が３５０Ｎ／ｍｍ２以下で、最小値と最大値が交互に生じないような 時間的に安定な降伏点伸びを有し、厚さが２ｍｍｍないし６ｍｍの腰折れのない 帯鋼を重量パーセントで次のような組成の鋼から製造する方法において、 Ｃ：Ｏ．０２−０．０８９％ Ｓｉ：０．０１−０．４０％ Ｍｎ：０．０５−１．００％ Ｐ：０．００２−０．０２５％ Ｓ：０．００１−０．０１５％ Ａｌ：０．０１５−０．０８０％ Ｎ≦０．００８０９％ Ｔｉ０．０３−０．０８０％ 残りは鉄と不可避の不純物 帯鋼を連続鋳造装置で鋳造し、分離したスラブを室温から少なくとも１１００℃ へ加熱し、次にＡｒ■点以上の温度で熱間帯材に仕上げ圧低し、最後に５５０℃ ないし４００℃の温度で巻き取ることを特徴とする製造方法。
2. ２．鋼のチタン含有量を、化学量論的に少なくとも窒素を除去するために必要な 量にして、炭素を付加的に完全に除去するために必要な量に設定することを特徴 とする、請求項１に記載の製造方法。
3. ３．請求項１または２に記載の帯鋼を、酸洗いし、冷間圧延し、８００℃ないし ９４０℃の炉温度で連続赤熱して再結晶化させ、次に亜鉛めっきし、０．５％な いし２％の変形率でドレッシングすることにより、どぶづけめっきされる帯材を 製造する方法に使用することを特徴とする使用方法。
4. ４．２８０Ｎ／ｍｍ２以下の降伏点を有する請求項３に記載の、どぶづけめっき される帯剤の製造方法において、０．００４ないし０．０２重量％のＣと、０． ０２ないし０．０４重量％のＴｉと、０．０５ないし０．５０重量％のＭｎとを 含有し、真空中で溶融される鋼を使用することを特徴とする製造方法。