JP2001329315A - 靭性に優れた鋼板の製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【課題】この発明は、全厚にわたる平均のフェライト粒
径が５μｍ以下の微細組織である靭性に優れた厚鋼板の
製造方法を提供する。 【解決手段】ベイナイトあるいはマルテンサイト、ある
いは両者の混合組織からなる鋳鋼片を圧延前に、逆変態
オーステナイトの体積分率が２０％以上、８０％以下で
且つ、８５０℃以下となるように再加熱し、該温度域に
おいて、歪速度１〜２０／ｓ、圧下率１パス当たり５％
以上３０％以下で累積圧下量３０％以上とし、圧延終了
温度をＡｃ1点以上とする圧延を行い、所望する強度に
応じて圧延終了後、冷却速度５℃／ｓ以上で、６００℃
以下まで加速冷却する。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、造船、建築等の鋼
構造物に用いられる鋼板の製造方法に関し、特にそのミ
クロ組織が実質的に微細なフェライト粒径よりなり、靭
性にすぐれたものに関する。

【０００２】

【従来の技術】鋼材の結晶粒微細化は、強度−靭性バラ
ンスを向上させるための常套手段であり、その手法はオ
ーステナイトからの冷却、あるいは冷却後再加熱時の変
態を利用した微細化（変態微細化）と、歪みを蓄積さ
せ、再結晶させることによる微細化（再結晶微細化）に
大別される。

【０００３】いずれの手法においても、変態核、再結晶
核の核生成速度を大きくすることが重要（例えば、牧正
志、鉄と鋼、第８１巻（１９９５）、Ｎ５４７ページ）
であり、（１）核生成サイトの密度増大、（２）核生成
の駆動力増大が、加工熱処理をはじめとする冶金的手法
を駆使し、図られている。

【０００４】核生成サイトの密度増大のため、変態微細
化では、例えば、オーステナイト粒径の微細化、オース
テナイトへの残留歪み付与が図られ、再結晶微細化で
は、加熱粒径の微細化、せん断帯などの有効核生成サイ
トの増加が図られている。また、核生成の駆動力増大の
ためには、変態微細化では加速冷却等による冷却速度の
適正化が、再結晶微細化では大圧下による圧下率の増大
が図られている。さらに、微細粒の維持では結晶粒成長
の抑制が重要な因子であり、材料温度を低く保ったり、
炭化物などの副相を分散させて粒界をピン止めするなど
の手法が採られる。

【０００５】鋼の結晶粒微細化に関しては、これまでに
数多くの技術が開示されているが、（１）鋼を変態点を
挟んで高温、常温近傍となるように急速加熱・急速冷却
を繰り返し、変態点を複数回、通過させる熱処理法、
（２）ベイナイト、マルテンサイトを低温で加工後、加
熱し再結晶させる方法に大別される。これらの代表的な
従来技術を以下に述べる。

【０００６】前者の方法として、ＡＭＳ Ｔｒａｎｓ．
Ｑｕａｒｔ．誌、第５９巻（１９６６）、第２６項のＧ
ｒａｎｎｇｅによる報文には、Ａｃ3点直上と常温との
間で、急速加熱、急速冷却を繰り返すことにより、平均
粒径２〜３μｍのオーステナイト粒径が得られることが
述べられている。但し、板厚が厚い場合など、急速加
熱、急速冷却が十分にできない場合には顕著な微細化が
生じないことも記されており、更に、微妙な温度管理が
要求されることからも、工業的に安定した製造方法とは
必ずしも言い難い。

【０００７】一方、ベイナイト、マルテンサイトを低温
で加工し、加熱して再結晶させる方法として、例えば、
岡田ら（岡田康孝、近藤邦夫、「鉄鋼の結晶粒超微細
化」、鉄鋼の結晶粒超微細化部会報告書、鉄鋼基礎共同
研究会、鉄鋼の結晶粒超微細化部会編（１９９１）、第
５３項）は、一旦、マルテンサイト変態させた鋼を６０
０〜７００℃で温間加工し、さらに、Ａｃ3点以上に加
熱して焼き入れることにより、平均粒径約２μｍの微細
フェライト粒組織を得ている。

【０００８】また、飴山ら（飴山恵、松村直巳、時実正
治、「熱処理」誌、第２８巻（１９８８）、第２３３
項）は、鋼を１０００℃に加熱後、焼き入れてマルテン
サイト変態させ、次いで、６５０℃で焼戻し、空冷後、
８０％の冷間圧延し、その鋼のＡｃ3点直上（８２０
℃）にてオーステナイト化させることにより、平均粒径
０．９μｍの極微細なオーステナイト粒組織を得てい
る。

【０００９】最近、林らは（林透、梅沢修、鳥塚史郎、
津崎兼彰、長井寿、「材料とプロセス」誌、第１０巻
（１９９７）、第１３７９項）は、１１００℃に加熱後
水冷し、マルテンサイトとした鋼６４０℃で５０％温間
圧延し、水冷した後、再び６４０℃で第一段目の圧延と
は直角方向に５０％圧延して水冷し、更に６４０℃で焼
き戻すことにより、平均粒径１μｍ以下の等軸微細組織
が得られることを報告している。

【００１０】しかし、これらの方法も、概してプロセス
として煩雑であり、工業的な厚板生産への適用は困難で
ある。そこで、工業的生産を前提とした、結晶粒微細化
技術がいくつか提案されている。特開昭５８−１７４５
２３号公報には、鋼をＡｃ3点以上から冷却する過程に
おいて熱間加工を行ない、その終段において、（Ａｒ1
＋５０℃）〜（Ａｒ3＋１００℃）の温度域で実質的に
１秒以内の間に１回または２回以上の合計減面率が５０
％以上，９５％以下となる熱間加工を加え、その後、２
０℃／ｓ以上、２０００℃／ｓ以下の冷却速度で６００
℃以下の温度域まで冷却する方法が開示されている。

【００１１】しかしながら、この方法も、圧下率や板厚
中心の冷却速度等の規定が、厚板の製造には適さない。
特開平５−１４８５４２号公報には、板厚表層部の組織
に主に支配される落重試験におけるＮＤＴ特性を向上さ
せることを目的に、板厚表層部の組織を微細化させるよ
う、圧延途中に鋼片または鋼板を急冷して、その後、表
層部がＡｃ3点以下の温度から圧延を開始または再開
し、（Ａｃ3−１５０）℃からＡｃ3点の範囲で圧延を終
了する方法が開示されている。この方法は、基本的に板
厚表層部の組織を微細化するもので、板厚によっては、
板厚中心の組織には十分その効果は及ばず、厚板の全断
面における靭性を向上させる方法とは言い難い。

【００１２】

【発明が解決しようとする課題】以上述べたように、結
晶粒の微細化に関しては、従来より数多くの研究開発が
なされているが、それらは厚鋼板を対象とした場合、プ
ロセスが煩雑で工業生産に適さなかったり、多大の設備
投資を必要としたりするなど実現可能性に問題があるも
のや、板厚方向において安定して微細な組織とするのは
困難と判断されるものであり、鋼板の板厚によらず全断
面において、その組織を微細化する工業的な製造方法は
確立されていない。

【００１３】そこで本発明は、全断面での平均フェライ
ト粒径を５μｍ以下とする微細組織を有する鋼板の製造
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】上記課題を解決し目的を
達成するため、本発明は以下に示す手段を用いている。

【００１５】１． 本発明の鋼板の製造方法は、ベイナ
イトあるいはマルテンサイト、あるいは両者の混合組織
からなる鋳鋼片を逆変態オーステナイトの体積分率が２
０％以上、８０％以下で且つ、８５０℃以下となるよう
に再加熱し、該温度域において、歪速度１〜２０／ｓ、
圧下率１パス当たり５％以上３０％以下で累積圧下量３
０％以上とし、圧延終了温度をＡｃ1点以上とする圧延
を行うことを特徴とする靭性に優れた鋼板の製造方法で
ある。

【００１６】２． 本発明の鋼板の製造方法は圧延終了
後、冷却速度５℃／ｓ以上で、６００℃以下まで加速冷
却することを特徴とする１記載の靭性に優れた鋼板の製
造方法である。

【００１７】

【発明の実施の形態】以下に本発明における圧延加熱前
の鋳鋼片の組織、圧延時の再加熱温度、及び圧延条件の
限定理由、更に好ましい成分組成について述べる。 鋳鋼片の初期組織 本発明では圧延再加熱前の鋳鋼片（鋳片あるいは鋼片）
の組織（以下、初期組織）を実質的にベイナイトあるい
はマルテンサイト、またはその両者の混合組織とし、次
工程の圧延加熱により、オーステナイトを鋼板全面にほ
ぼ均一に核生成するように析出させ、圧延後の組織を均
一微細なフェライト組織とする。

【００１８】初期組織がフェライトーパーライト組織の
場合、パーライトであった部分からのみオーステナイト
の核生成が生じる不均一な組織となり、圧延後、均一微
細なフェライト組織が得られない。

【００１９】圧延加熱条件 圧延時、鋳鋼片における逆変態オーステナイトの体積分
率が２０％以上、８０％以下、且つ、８５０℃以下、と
なるように再加熱する。

【００２０】本発明では、微細粒組織を形成し、粒成長
を抑制し、微細なまま維持するため、フェライトと逆変
態オーステナイトの二相混合組織とし、お互いにそれぞ
れの結晶粒成長を抑制させる。そのため、圧延時の加熱
条件を規定する。

【００２１】加熱温度は、逆変態オーステナイトの体積
分率を２０％以上とする温度を下限とする。逆変態オー
ステナイトの体積分率が２０％以上の場合、圧延加工後
に生ずる微細組織の結晶粒成長を有効に抑制することが
できるフェライトと逆変態オーステナイトの二相混合組
織であって、且つ、圧延によるフェライト再結晶の有効
核生成サイトの密度を、均一微細な組織のために必要な
密度とすることが可能である。

【００２２】一方、加熱温度の上限は、逆変態オーステ
ナイトの体積分率が、８０％以下となる温度で、且つ、
８５０℃以下とする。逆変態オーステナイトの体積分率
が、８０％を超えるとオーステナイト再結晶粒の粒成長
を抑制することができず、微細均一組織を維持すること
ができない。

【００２３】しかし、逆変態オーステナイトの体積分率
が８０％以下であっても、加熱温度が８５０℃を超える
と、粒成長が速く、微細組織を維持できないため、加熱
温度の上限は、逆変態オーステナイトの体積分率が、８
０％以下となる温度で、且つ、８５０℃以下とする。す
なわち、８５０℃を超えた温度領域で、逆変態オーステ
ナイトの体積分率が８０％以下となる場合は、加熱温度
の上限を８５０℃以下とする。

【００２４】尚、マイクロアロイ元素を添加し、二相混
合組織において、微細炭化物等の析出相、分散相を共存
させ、更に組織を微細化することができる。

【００２５】圧延加工条件 圧延加工条件として、加工の歪み速度が１／ｓ以上、２
０／ｓ以下，１パス当たり５％以上、３０％以下の圧下
を、累計で３０％以上とし、圧延仕上温度をＡｃ１以上
とする。加工歪み速度は、１／ｓより小さいと再結晶に
必要な歪みの蓄積が有効に行われないため、微細組織が
得られず、加工時間も長くなり、生産性の観点からも望
ましくない。一方、２０／ｓを超えると、加工発熱によ
り材料の温度が上昇し、組織の微細化が困難となる場合
があるため、１／ｓ以上、２０／ｓ以下とする。

【００２６】１パス当たりの圧下率は５％より小さい
と、再結晶に必要な歪みエネルギーが有効に蓄積され
ず、組織の微細化が困難である。一方、３０％より大き
いと、変形抵抗が上昇し、圧延が困難となるため、５％
以上、３０％以下とする。

【００２７】また、加工により初期組織を分断し、微細
粒組織とするために、累積圧下率を、３０％以上とす
る。

【００２８】尚、本発明の加工温度では、パス間におい
て再結晶後の粒成長が抑制されるため、累計圧下率３０
％の条件を満足すれば、多パスによって製造してもよ
く、また、圧延最終段あるいは中間パスにおいて、板厚
調整や形状制御を目的に、５％以下の軽い圧下を更に加
えたとしても差し支えない。尚、再結晶後の粒成長が抑
制されているため、パスの間隔については、特に規定し
ない。

【００２９】圧延仕上温度は、Ａｃ1点以上とする。Ａ
ｃ1点未満では、フェライトの再結晶が生じにくく、圧
延方向に展伸した組織となり靭性を損ね、変形抵抗も増
大し、生産性を損ねるため、Ａｃ1点以上とする。

【００３０】本発明では以上述べた圧延加熱前の鋳鋼片
の組織、圧延時の再加熱温度、及び圧延条件の限定によ
って、微細組織が得られるが、板厚８ｍｍ以上の場合、
特に安定してその効果が得られ、工業的に適している。
更に、鋼材の強度を向上させる場合、加速冷却を圧延
後に実施する。加速冷却は強度向上の効果を得るため、
冷却速度５℃／ｓ以上、冷却停止温度６００℃以下と
し、その後、必要とする特性に応じてＡｃ1点以下で焼
戻し処理を行なうこともできる。

【００３１】更に、本発明の効果は、ＪＩＳ Ｇ３１０
１規格等の一般的な低炭素低合金鋼で得られるが、特に
以下に述べる成分組成の鋼において好ましい特性が得ら
れる。

【００３２】Ｃ Ｃは、鋼の強化に必要不可欠であり、添加する。０．０
１％より少ないと、十分その効果が得られず、また、二
相域の温度範囲が狭くなり、本発明の適用が困難となる
ため、０．０１％以上とする。一方、０．２％より多い
と溶接性が低下するため、０．０１％以上、０．２％以
下とする。

【００３３】Ｓｉ Ｓｉは、脱酸及び強化元素として添加する。０．６％よ
り多いと延性、溶接性が低下するため、０．６％以下と
する。

【００３４】Ｍｎ Ｍｎは、強化元素として添加する。０．３％より少ない
とその効果が十分でなく、１．８％を超えると溶接性が
劣化し、鋼材コストも上昇するため、０．３％以上、
１．８％以下とする。

【００３５】Ｐ，Ｓ Ｐ，Ｓは、鋼中の不可避不純物であるが、Ｐは０．０４
％を超え、Ｓは０．０２％を超えると靭性が劣化するた
め、それぞれ、０．０４％以下、０．０２％以下とす
る。

【００３６】Ａｌ Ａｌは、脱酸元素として添加されるが、０．１％を超え
ると介在物が増加し、靭性が低下するため、０．１％以
下とする。

【００３７】Ｎ Ｎは、鋼中のＡｌと結合し、圧延加工時の結晶粒径を調
整し、鋼を強化するが、０．０１８％を超えると靭性が
劣化するため、０．０１８％以下とする。

【００３８】以上の基本成分組成に更に、以下の元素を
添加することができる。

【００３９】Ｎｂ，Ｖ，Ｔｉの一種または二種以上 Ｎｂ，Ｖ，Ｔｉは微量の添加により、窒化物、炭化物、
あるいは炭窒化物を形成し、結晶粒を微細化し、鋼を強
化する効果を有するため、一種または二種以上添加す
る。Ｎｂ，Ｖ，Ｔｉは,多量に添加されると、鋳片に割
れを生じ、製造コストも上昇するため、それぞれ、０．
１％以下、０．５％以下、０．１％以下とする。

【００４０】Ｂ Ｂは、焼入れ性を向上させ、圧延前の初期組織をベイナ
イトあるいはマルテンサイト、あるいは両者の混合組織
とするため、添加する。０．０１％を超えて添加すると
溶接性が損なわれるため、０．０１％以下とする。

【００４１】上述した成分組成に更に、強度、靭性、高
温強度、あるいは耐候性などの機能向上のため、Ｃｕ，
Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｚｒ，Ｃａ，Ｍｇ，ＲＥＭ等の元素
を添加しても、本発明の効果が損なわれることはない。

【００４２】

【実施例】（実施例１）表１に示す組成の鋼を溶製し、
１２０ｍｍ厚のスラブに鋳造し、空冷あるいは水冷によ
り、３００℃以下に冷却した。その後、常温にて組織観
察用サンプルを切り出し、鋳片厚さ方向の組織を観察し
た。次に、鋳片を１１５０〜７００℃の温度に再加熱
し、歪み速度：５〜１５／ｓ，１パス当たりの圧下率：
１０〜１５％、総圧下率：６７％で板厚４０ｍｍとし、
圧延後、空冷した。表１において、Ｔ２０，Ｔ８０はそ
れぞれ、再加熱後、逆変態オーステナイトが体積分率で
２０％、８０％となる温度を示す。

【００４３】ミクロ組織をｔ／４，ｔ／２（ｔ：板厚）
で、光学顕微鏡、走査型電子顕微鏡により観察し、線分
法により平均のフェライト粒径を測定した。また、ｔ／
２より、引張試験片（ＪＩＳ４号試験片）、シャルピー
衝撃試験片（ＪＩＳ４号試験片）を板幅方向に採取し、
常温における降伏強度（０．２％耐力）、引張強度と、
延性ー脆性遷移温度（破面遷移温度）を求めた。これら
の試験結果を表２に示す。

【００４４】鋼番号１は、１２０ｍｍ厚に鋳造後、空
冷、水冷したが、いずれも鋳片中心がフェライト＋パー
ライト組織で、本発明の範囲外となっている。サンプル
Ｎｏ．Ａ１、Ａ２、Ａ７は、Ａｃ3点以上に再加熱し、
圧延したもので、初期組織のフェライト＋パーライト組
織に起因する不均一組織は解消されたものの、圧延後の
フェライト粒径はいずれも２０μｍ以上の粗大粒であっ
た。

【００４５】サンプルＮｏ．Ａ３，Ａ４，Ａ５、Ａ８，
Ａ９、Ａ１０は、Ｔ２０〜Ｔ８０に再加熱し、圧延した
ものであるが、初期組織のフェライト＋パーライト組織
に起因する不均一組織が残留した。サンプルＮｏ．Ａ
６，Ａ１１は、圧延仕上温度が、Ａｃ1点以下で、加工
組織となりフェライト粒径の測定も不可能であった。

【００４６】鋼番号２は、１２０ｍｍ厚に鋳造後、空
冷、水冷したもので、空冷の場合はフェライト＋パーラ
イト組織で本発明範囲外であったが、水冷ではベイナイ
ト組織で本発明範囲内となった。サンプルＮｏ．Ａ１
２、Ａ１３は空冷材をその後、Ａｃ3点以上に再加熱・
圧延したもので、初期組織に起因する不均一組織は解消
されるが、圧延後のフェライト粒径は粗く、微細組織は
得られない。サンプルＮｏ．Ａ１４，１５，１６は、Ｔ
２０〜Ｔ８０に再加熱し、圧延したものであるが、初期
組織のフェライト＋パーライト組織に起因する不均一組
織が残留した。サンプルＮｏ．Ａ１７は、圧延仕上温度
が、Ａｃ1点以下で、加工組織となりフェライト粒径の
測定も不可能であった。

【００４７】一方、サンプルＮｏ．１９，２０，２１
は、初期組織がベイナイトであり、再加熱温度、圧延仕
上げ温度も本発明範囲内であり、平均結晶粒径は４．３
μｍ以下の微細組織が得られた。しかし、サンプルＮ
ｏ．Ａ１８は、初期組織がベイナイトであるが、Ａｃ3
点以上に再加熱し、圧延したため、平均フェライト粒径
は１８．３μｍと大きかった。また、サンプルＮｏ．Ａ
２２は、圧延仕上温度が、Ａｃ1点以下で、加工組織と
なりフェライト粒径の測定も不可能であった。

【００４８】鋼番号３は、空冷、水冷でも１２０ｍｍ厚
鋳片の中心はベイナイト組織が得られた。鋼番号４は、
空冷した鋳片の中心は粒界フェライト＋ベイナイト組
織、水冷した鋳片はベイナイト組織が得られた。鋼番号
３，４による、サンプルＮｏ．Ａ２６，Ａ２７，Ａ３
１，Ａ３２，Ａ４１，Ａ４２，Ａ４３は初期組織、圧延
の再加熱温度、圧延仕上温度のいずれもが本発明範囲内
となったもので、フェライトの平均粒径は５μｍ以下と
微細組織が得られた。

【００４９】一方、サンプルＮｏ．Ａ２３，２４，２
９，３４，３５，４０は、再加熱温度がＡｃ3点以上、
サンプルＮｏ．Ａ２５，３０は、再加熱温度がＴ８０以
上で、平均結晶粒径は５μｍ以上となった。サンプルＮ
ｏ．Ａ３４〜３９は鋼番号４で初期組織が粒界フェライ
ト＋ベイナイト組織となったもので、微細組織が得られ
なかった。

【００５０】以上の実施例で、微細組織が得られたサン
プルＮｏ．Ａ１９，２０，２１，２６，２７，３１，４
１，４２，４３は再加熱温度が１１５０℃である通常の
圧延材（サンプルＮｏ．Ａ１，１２，２３，３４）と比
較して、特に延性ー脆性の破面遷移温度がー８０℃以下
と優れ、また強度も大幅に向上している。

【００５１】

【表１】

【００５２】

【表２】

【００５３】

【表３】

【００５４】（実施例２）表１に示す鋼番号１，２を溶
製し、２２０ｍｍ厚のスラブに鋳造し、１２００℃に再
加熱後、５０ｍｍ厚まで圧延し、水冷した。その後、鋳
片を１１５０〜７４０℃の温度に再加熱し、歪み速度：
５〜１５／ｓ，１パス当たりの圧下率：１０〜１５％、
総圧下率：６０％で板厚２０ｍｍとし、圧延後、空冷し
た。

【００５５】また、ｔ／２より、引張試験片（ＪＩＳ４
号試験片）、シャルピー衝撃試験片（ＪＩＳ４号試験
片）を板幅方向に採取し、常温における降伏強度（０．
２％耐力）、引張強度と、延性ー脆性遷移温度（破面遷
移温度）を求めた。これらの試験結果を表３に示す。

【００５６】尚、本実施例では、５０ｍｍ厚まで圧延
後、水冷したため、鋼番号１は、再加熱前の組織がベイ
ナイト、鋼番号２は、ベイナイト＋マルテンサイトとな
り、本発明の範囲内となった。

【００５７】サンプルＮｏ．Ｂ３、Ｂ４，Ｂ５，Ｂ９，
Ｂ１０、Ｂ１１は、圧延、空冷後、Ｔ２０〜Ｔ８０の温
度範囲に再加熱し、圧延を行った。その結果、圧延材の
板厚中心での平均フェライト粒径はいずれも５μｍ以下
と微細であった。

【００５８】特に、Ｎｂを含有する鋼番号２では、微細
組織が得られ、サンプルＮｏ．Ｂ１１では１．５μｍの
微細組織が得られた。

【００５９】サンプルＮｏ．Ｂ６、Ｂ１２は、圧延終了
温度がＡｃ1点以下で、加工組織となった。

【００６０】圧延後、機械試験を行ったが、本発明の実
施例であるサンプルＮｏ．Ｂ３、Ｂ４，Ｂ５，Ｂ９，Ｂ
１０、Ｂ１１は、特に、延性ー脆性遷移温度（ｖＴｓ）
が、極めて低温で良好な靭性を示し、強度も高かった。

【００６１】

【表４】

【００６２】（実施例３）表１に示す鋼番号１を溶製
し、２２０ｍｍ厚のスラブに鋳造し、１２００℃に再加
熱後、５０ｍｍ厚まで圧延し、水冷した。その後、鋳片
を８１０℃の温度に再加熱し、種々の板厚に圧延した。
圧延条件を表４に示す。圧延後、空冷、または５５０℃
まで水冷後、空冷した。

【００６３】更に、ｔ／２より、引張試験片（ＪＩＳ４
号試験片）、シャルピー衝撃試験片（ＪＩＳ４号試験
片）を板幅方向に採取し、常温における降伏強度（０．
２％耐力）、引張強度と、延性ー脆性遷移温度（破面遷
移温度）を求めた。これらの試験結果を表４に示す。

【００６４】サンプルＮｏ．Ｃ１は、１パス当たりの圧
下比が３〜４％と本発明の範囲外で圧延したもので、板
厚中心の平均フェライト粒径は１０μｍ以上と大きい。
サンプルＮｏ．Ｃ２は、圧延における総圧下率が２４％
で、本発明の範囲外であり、板厚中心の平均フェライト
粒径は７μｍ以上と大きい。

【００６５】サンプルＮｏ．Ｃ３は、仕上板厚を７ｍｍ
とするため、圧延終了温度が本発明の範囲外であるＡｃ
1点以下であり、加工組織となった。

【００６６】一方、サンプルＮｏ．Ｃ４、Ｃ５は、本発
明の実施例で、板厚中心で、平均フェライト粒径は５μ
ｍ以下の微細組織が得られた。また、機械的特性も良好
で、延性ー脆性遷移温度（ｖＴｓ）は極めて低温で良好
な靭性となった。サンプルＮｏ．Ｃ５は、圧延後、加速
冷却を行ったもので、特に高強度が得られ、高強度ー高
靭性鋼材であるが、サンプルＮｏ．Ｃ４も、結晶粒径の
大きい圧延まま材（表２中、サンプルＮｏ．Ａ１）と比
較すると高強度が得られた。

【００６７】

【表５】

【００６８】

【発明の効果】以上説明したように、本発明によれば、
圧延前の鋳鋼片の組織、圧延時の再加熱温度、圧延条件
を規定することにより、全厚にわたる平均のフェライト
結晶粒径が５μｍ以下よりなる靭性に優れた厚鋼板を製
造することができる。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き Ｆターム(参考） 4K032 AA01 AA02 AA04 AA05 AA08 AA11 AA14 AA16 AA19 AA21 AA22 AA23 AA27 AA29 AA31 AA35 AA36 AA39 AA40 BA01 CA01 CB02 CC02 CD02 CD05 CD06

Claims (2)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 ベイナイトあるいはマルテンサイト、あ
   るいは両者の混合組織からなる鋳鋼片を逆変態オーステ
   ナイトの体積分率が２０％以上、８０％以下で且つ、８
   ５０℃以下となるように再加熱し、該温度域において、
   歪速度１〜２０／ｓ、圧下率１パス当たり５％以上、３
   ０％以下で累積圧下量３０％以上とし、圧延終了温度を
   Ａｃ1点以上とする圧延を行うことを特徴とする靭性に
   優れた鋼板の製造方法。
2. 【請求項２】 圧延終了後、冷却速度５℃／ｓ以上で、
   ６００℃以下まで加速冷却することを特徴とする請求項
   １記載の靭性に優れた鋼板の製造方法。