JPH10102183A - 脆性亀裂伝播停止特性と低温靭性の優れた厚鋼板とその製造方法 - Google Patents
脆性亀裂伝播停止特性と低温靭性の優れた厚鋼板とその製造方法Info
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- JPH10102183A JPH10102183A JP27289096A JP27289096A JPH10102183A JP H10102183 A JPH10102183 A JP H10102183A JP 27289096 A JP27289096 A JP 27289096A JP 27289096 A JP27289096 A JP 27289096A JP H10102183 A JPH10102183 A JP H10102183A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 Ｎｉ等の高価な合金元素の添加に頼ることな
く、優れた脆性亀裂伝播停止特性と、シャルピー特性を
同時に飛躍的に向上させる、構造用厚鋼板及びその製造
方法を提供するものである。 【解決手段】重量％で、Ｃ：０．０４〜０．３０％、Ｓ
ｉ：≦０．５％、Ｍｎ：≦２．０％、Ａｌ：≦０．１
％、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなる鋼板の板厚表
裏層部に、それぞれの板厚の２〜３３％に対応する領域
において、マーシャル試薬により腐食させて現出させた
組織の平均結晶粒径ｄが、３μｍ以下で、かつ、当該組
織のビッカーズ硬さが、次の（１）式を満足することを
特徴とする組織を有する脆性亀裂伝播停止性能と低温靭
性の優れた厚鋼板。 【数１】 但し〔Ｃｅｑ％〕＝Ｃ％＋Ｓｉ％／２４＋Ｍｎ％／６で
あり、Ｃ％、Ｓｉ％及びＭｎ％はそれぞれＣ、Ｓｉ、Ｍ
ｎの重量％である。
く、優れた脆性亀裂伝播停止特性と、シャルピー特性を
同時に飛躍的に向上させる、構造用厚鋼板及びその製造
方法を提供するものである。 【解決手段】重量％で、Ｃ：０．０４〜０．３０％、Ｓ
ｉ：≦０．５％、Ｍｎ：≦２．０％、Ａｌ：≦０．１
％、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなる鋼板の板厚表
裏層部に、それぞれの板厚の２〜３３％に対応する領域
において、マーシャル試薬により腐食させて現出させた
組織の平均結晶粒径ｄが、３μｍ以下で、かつ、当該組
織のビッカーズ硬さが、次の（１）式を満足することを
特徴とする組織を有する脆性亀裂伝播停止性能と低温靭
性の優れた厚鋼板。 【数１】 但し〔Ｃｅｑ％〕＝Ｃ％＋Ｓｉ％／２４＋Ｍｎ％／６で
あり、Ｃ％、Ｓｉ％及びＭｎ％はそれぞれＣ、Ｓｉ、Ｍ
ｎの重量％である。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明はＮｉ等の高価な合金
元素の添加に頼ることなく、優れた脆性亀裂伝播停止特
性と、シャルピー特性を同時に飛躍的に向上させた、構
造用厚鋼板とその製造方法に関するものである。
元素の添加に頼ることなく、優れた脆性亀裂伝播停止特
性と、シャルピー特性を同時に飛躍的に向上させた、構
造用厚鋼板とその製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】厚鋼板の脆性亀裂伝播停止特性を向上さ
せる冶金学的方法としては結晶粒の微細化とＮｉ量の増
加が主な方法である。Ｎｉ量の増加はミクロ組織によら
ず脆性亀裂伝播停止特性を向上できる方法であるが、当
然コストの増加を招く。従って、製造方法の工夫により
結晶粒を微細化することが好ましい。厚鋼板全体の脆性
亀裂伝播・停止挙動から、実際に脆性亀裂伝播停止特性
の向上に大きく寄与するのは、脆性亀裂伝播時に厚鋼板
表層部に発生するシアリップと称する塑性変形領域であ
り、このシアリップが形成されると、脆性亀裂の有する
伝播エネルギーの吸収能が増大し脆性亀裂伝播停止特性
が飛躍的に向上する。シアリップ形成も結晶粒の微細化
により達成される。
せる冶金学的方法としては結晶粒の微細化とＮｉ量の増
加が主な方法である。Ｎｉ量の増加はミクロ組織によら
ず脆性亀裂伝播停止特性を向上できる方法であるが、当
然コストの増加を招く。従って、製造方法の工夫により
結晶粒を微細化することが好ましい。厚鋼板全体の脆性
亀裂伝播・停止挙動から、実際に脆性亀裂伝播停止特性
の向上に大きく寄与するのは、脆性亀裂伝播時に厚鋼板
表層部に発生するシアリップと称する塑性変形領域であ
り、このシアリップが形成されると、脆性亀裂の有する
伝播エネルギーの吸収能が増大し脆性亀裂伝播停止特性
が飛躍的に向上する。シアリップ形成も結晶粒の微細化
により達成される。
【０００３】そこで、従来から脆性破壊伝播停止特性の
向上を結晶粒の微細化により計る試みが種々行われてい
る。一般的には熱間圧延における制御圧延を強化した
り、更に制御圧延を容易にするためにＮｂを添加する方
法がとられているが、制御圧延の強化は生産性の低下を
招き、また、Ｎｂの添加は溶接部の靭性劣化を生じやす
くなる上、これらの方法では大幅な細粒化は望めず、得
られる脆性亀裂伝播停止特性の向上は小さい。最近で
は、例えば、特開昭６１−２３５５３４号公報において
は、鋳片表面から中心部への板厚の１／８以上の距離に
亙ってＡｒ3変態点以下に冷却し、鋳片の厚み方向に温
度差をつけたまま圧延を開始し、圧延中または圧延後に
鋳片厚の全域をＡｃ3変態点以上に復熱することによ
り、ＥＳＳＯ試験による−２０℃における脆性亀裂伝播
停止特性を表すＫｃａが４６０〜９６０ｋｇｆ・ｍｍ
-3/2程度の厚鋼板を製造する方法を提案している。
向上を結晶粒の微細化により計る試みが種々行われてい
る。一般的には熱間圧延における制御圧延を強化した
り、更に制御圧延を容易にするためにＮｂを添加する方
法がとられているが、制御圧延の強化は生産性の低下を
招き、また、Ｎｂの添加は溶接部の靭性劣化を生じやす
くなる上、これらの方法では大幅な細粒化は望めず、得
られる脆性亀裂伝播停止特性の向上は小さい。最近で
は、例えば、特開昭６１−２３５５３４号公報において
は、鋳片表面から中心部への板厚の１／８以上の距離に
亙ってＡｒ3変態点以下に冷却し、鋳片の厚み方向に温
度差をつけたまま圧延を開始し、圧延中または圧延後に
鋳片厚の全域をＡｃ3変態点以上に復熱することによ
り、ＥＳＳＯ試験による−２０℃における脆性亀裂伝播
停止特性を表すＫｃａが４６０〜９６０ｋｇｆ・ｍｍ
-3/2程度の厚鋼板を製造する方法を提案している。
【０００４】しかし、最近の構造物の使用環境の苛酷化
の傾向に伴い、鋼材にも更に高い脆性破壊伝播停止特性
が要求されるようになってきており、前記方法により達
成される特性では十分でない場合が生じている。前記特
開昭６１−２３５５３４号公報の方法においては、鋳片
全域をＡｃ3変態点以上に単純に復熱させる工程であ
り、最終的にγ−α変態で得られるα粒径はせいぜい５
μｍ以下であるため、一層の脆性亀裂伝播停止特性の改
善を図るには更に、新しい技術が要求される。
の傾向に伴い、鋼材にも更に高い脆性破壊伝播停止特性
が要求されるようになってきており、前記方法により達
成される特性では十分でない場合が生じている。前記特
開昭６１−２３５５３４号公報の方法においては、鋳片
全域をＡｃ3変態点以上に単純に復熱させる工程であ
り、最終的にγ−α変態で得られるα粒径はせいぜい５
μｍ以下であるため、一層の脆性亀裂伝播停止特性の改
善を図るには更に、新しい技術が要求される。
【０００５】ごく最近においては、特開平４−１４１５
１７号公報に示されているように、表層部を冷却後、復
熱中の圧延により表層部の結晶粒を顕著に細粒化して脆
性亀裂伝播停止特性を向上させる方法が提案されてい
る。この方法によれば平均的には表層部が超細粒化し、
表層部のシアリップの形成により−５０℃においても優
れた脆性亀裂伝播停止特性が得られる。しかし、復熱中
に主としてフェライトの加工再結晶により超細粒化させ
るため、微妙な熱履歴の変動により組織や材質の不均一
を生じやすい問題が見いだされた。また、この鋼板は表
層部の結晶粒径が３μｍレベルと、従来鋼板の１／３か
ら１／１０程度の細粒化が図れたにもかかわらず、使用
温度によっては脆性破壊を完全に防止することはでき
ず、単なる超細粒化に加えて新たな高靭性化技術が望ま
れている。
１７号公報に示されているように、表層部を冷却後、復
熱中の圧延により表層部の結晶粒を顕著に細粒化して脆
性亀裂伝播停止特性を向上させる方法が提案されてい
る。この方法によれば平均的には表層部が超細粒化し、
表層部のシアリップの形成により−５０℃においても優
れた脆性亀裂伝播停止特性が得られる。しかし、復熱中
に主としてフェライトの加工再結晶により超細粒化させ
るため、微妙な熱履歴の変動により組織や材質の不均一
を生じやすい問題が見いだされた。また、この鋼板は表
層部の結晶粒径が３μｍレベルと、従来鋼板の１／３か
ら１／１０程度の細粒化が図れたにもかかわらず、使用
温度によっては脆性破壊を完全に防止することはでき
ず、単なる超細粒化に加えて新たな高靭性化技術が望ま
れている。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】本発明は表層部に微細
な結晶粒を有する組織を形成することによって鋼板全体
として良好な脆性亀裂伝播停止特性を得るための製造方
法において、表層部の組織を安定して微細化し、脆性亀
裂伝播停止特性の変動が少なく、一層優れた特性が得ら
れる脆性亀裂伝播停止性能と低温靭性の優れた厚鋼板お
よびその製造方法を提供することを課題とするものであ
る。
な結晶粒を有する組織を形成することによって鋼板全体
として良好な脆性亀裂伝播停止特性を得るための製造方
法において、表層部の組織を安定して微細化し、脆性亀
裂伝播停止特性の変動が少なく、一層優れた特性が得ら
れる脆性亀裂伝播停止性能と低温靭性の優れた厚鋼板お
よびその製造方法を提供することを課題とするものであ
る。
【０００７】
【課題を解決するための手段】本発明は上記課題を達成
するためになされたもので、その手段は以下の通りであ
る。
するためになされたもので、その手段は以下の通りであ
る。
【０００８】（１）重量％で、Ｃ：０．０４〜０．３０
％、Ｓｉ：≦０．５％、Ｍｎ：≦２．０％、Ａｌ：≦
０．１％、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなる鋼板の
板厚表裏層からそれぞれ板厚の２〜３３％に対応する領
域における組織の平均結晶粒径ｄが、３μｍ以下で、か
つ、当該組織のビッカース硬さＨｖが、次の（１）式を
満足することを特徴とする脆性亀裂伝播停止性能と低温
靭性の優れた厚鋼板。
％、Ｓｉ：≦０．５％、Ｍｎ：≦２．０％、Ａｌ：≦
０．１％、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなる鋼板の
板厚表裏層からそれぞれ板厚の２〜３３％に対応する領
域における組織の平均結晶粒径ｄが、３μｍ以下で、か
つ、当該組織のビッカース硬さＨｖが、次の（１）式を
満足することを特徴とする脆性亀裂伝播停止性能と低温
靭性の優れた厚鋼板。
【０００９】
【数１】 但し、式中において〔Ｃｅｑ％〕＝Ｃ％＋Ｓｉ％／２４
＋Ｍｎ％／６であり、Ｃ％、Ｓｉ％及びＭｎ％はそれぞ
れＣ、Ｓｉ、Ｍｎの重量％である。
＋Ｍｎ％／６であり、Ｃ％、Ｓｉ％及びＭｎ％はそれぞ
れＣ、Ｓｉ、Ｍｎの重量％である。
【００１０】（２）重量％で、Ｃ：０．０４〜０．３０
％、Ｓｉ：≦０．５％、Ｍｎ：≦２．０％、Ａｌ：≦
０．１％、更に、Ｔｉ：０．００１〜０．１０％、Ｃ
ｒ：≦０．５％、Ｎｉ：≦１．０％、Ｍｏ：≦０．５
％、Ｖ：≦０．１％、Ｎｂ：≦０．０５％、Ｂ：≦０．
００１５％、Ｃｕ：≦１．５％の１種または２種以上を
含み、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなる鋼板の板厚
表裏層部からそれぞれ板厚の２〜３３％に対応する領域
における組織の平均結晶粒径ｄが、３μｍ以下で、か
つ、当該組織のビッカース硬さＨｖが、次の（１）式を
満足することを特徴とする脆性亀裂伝播停止性能と低温
靭性の優れた厚鋼板。
％、Ｓｉ：≦０．５％、Ｍｎ：≦２．０％、Ａｌ：≦
０．１％、更に、Ｔｉ：０．００１〜０．１０％、Ｃ
ｒ：≦０．５％、Ｎｉ：≦１．０％、Ｍｏ：≦０．５
％、Ｖ：≦０．１％、Ｎｂ：≦０．０５％、Ｂ：≦０．
００１５％、Ｃｕ：≦１．５％の１種または２種以上を
含み、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなる鋼板の板厚
表裏層部からそれぞれ板厚の２〜３３％に対応する領域
における組織の平均結晶粒径ｄが、３μｍ以下で、か
つ、当該組織のビッカース硬さＨｖが、次の（１）式を
満足することを特徴とする脆性亀裂伝播停止性能と低温
靭性の優れた厚鋼板。
【００１１】
【数１】 但し、式中において〔Ｃｅｑ％〕＝Ｃ％＋Ｓｉ％／２４
＋Ｍｎ％／６＋（Ｃｕ％＋Ｎｉ％）／１５＋（Ｃｒ％＋
Ｍｏ％＋Ｖ％）／５であり、Ｃ％、Ｓｉ％、Ｍｎ％、Ｃ
ｕ％、Ｎｉ％、Ｃｒ％、Ｍｏ％、Ｖ％はそれぞれＣ、Ｓ
ｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖの重量％であ
る。
＋Ｍｎ％／６＋（Ｃｕ％＋Ｎｉ％）／１５＋（Ｃｒ％＋
Ｍｏ％＋Ｖ％）／５であり、Ｃ％、Ｓｉ％、Ｍｎ％、Ｃ
ｕ％、Ｎｉ％、Ｃｒ％、Ｍｏ％、Ｖ％はそれぞれＣ、Ｓ
ｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖの重量％であ
る。
【００１２】（３）重量％で、Ｃ：０．０４〜０．３０
％、Ｓｉ：≦０．５％、Ｍｎ：≦２．０％、Ａｌ：≦
０．１％、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなる鋼片を
Ａｃ3変態点以上、１２００℃以下の温度に加熱し、未
再結晶域上限温度＋１５０℃以下での累積圧下率が３０
％以上の圧延を行った後、その段階での板厚の２〜３３
％に対応する上下各表層部の領域をＡｒ3変態点以上の
温度から２℃／ｓ以上の冷却速度で冷却を開始し、Ａｒ
3変態点以下で冷却を停止して復熱させることを１回以
上経由させる経過で、最後の冷却後の復熱が終了するま
での間に、逆変態もしくは未変態のオーステナイトの分
率が５０％未満の組織にて３０％以上の圧延を行って仕
上げ圧延を完了させ、該圧延完丁後の鋼板の前記上下表
層域をＡｃ3変態点未満に復熱することにより、鋼板の
板厚表裏層からそれぞれ板厚の２〜３３％に対応する領
域における組織の平均結晶粒径ｄが、３μｍ以下で、か
つ、当該組織のビッカース硬さが、次の（１）式を満足
することを特徴とする脆性亀裂伝播停止性能と低温靭性
の優れた厚鋼板の製造方法。
％、Ｓｉ：≦０．５％、Ｍｎ：≦２．０％、Ａｌ：≦
０．１％、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなる鋼片を
Ａｃ3変態点以上、１２００℃以下の温度に加熱し、未
再結晶域上限温度＋１５０℃以下での累積圧下率が３０
％以上の圧延を行った後、その段階での板厚の２〜３３
％に対応する上下各表層部の領域をＡｒ3変態点以上の
温度から２℃／ｓ以上の冷却速度で冷却を開始し、Ａｒ
3変態点以下で冷却を停止して復熱させることを１回以
上経由させる経過で、最後の冷却後の復熱が終了するま
での間に、逆変態もしくは未変態のオーステナイトの分
率が５０％未満の組織にて３０％以上の圧延を行って仕
上げ圧延を完了させ、該圧延完丁後の鋼板の前記上下表
層域をＡｃ3変態点未満に復熱することにより、鋼板の
板厚表裏層からそれぞれ板厚の２〜３３％に対応する領
域における組織の平均結晶粒径ｄが、３μｍ以下で、か
つ、当該組織のビッカース硬さが、次の（１）式を満足
することを特徴とする脆性亀裂伝播停止性能と低温靭性
の優れた厚鋼板の製造方法。
【００１３】
【数１】 但し、式中において〔Ｃｅｑ％〕＝Ｃ％＋Ｓｉ％／２４
＋Ｍｎ％／６であり、Ｃ％、Ｓｉ％及びＭｎ％はそれぞ
れＣ、Ｓｉ、Ｍｎの重量％である。
＋Ｍｎ％／６であり、Ｃ％、Ｓｉ％及びＭｎ％はそれぞ
れＣ、Ｓｉ、Ｍｎの重量％である。
【００１４】（４）重量％で、Ｃ：０．０４〜０．３０
％、Ｓｉ：≦０．５％、Ｍｎ：≦２．０％、Ａｌ：≦
０．１％、を含有し、更に、Ｔｉ：０．００１〜０．１
０％、Ｃｒ：≦０．５％、Ｎｉ：≦１．０％、Ｍｏ：≦
０．５％、Ｖ：≦０．１％、Ｎｂ：≦０．０５％、Ｂ：
≦０．００１５％、Ｃｕ：≦１．５％の１種または２種
以上を含み、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなる鋼片
をＡｃ3変態点以上、１２００℃以下の温度に加熱し、
未再結晶域上限温度＋１５０℃以下での累積圧下率が３
０％以上の圧延を行った後、その段階での板厚の２〜３
３％に対応する上下各表層部の領域をＡｒ3変態点以上
の温度から２℃／ｓ以上の冷却速度で冷却を開始し、Ａ
ｒ3変態点以下で冷却を停止して復熱させることを１回
以上経由させる経過で、最後の冷却後の復熱が終了する
までの間に、逆変態もしくは未変態のオーステナイトの
分率が５０％未満の組織にて３０％以上の圧延を行って
仕上げ圧延を完了させ、該圧延完丁後の鋼板の前記上下
表層域をＡｃ3変態点未満に復熱することにより、鋼板
の板厚表裏層からそれぞれ板厚の２〜３３％に対応する
領域における組織の平均結晶粒径ｄが、３μｍ以下で、
かつ、当該組織のビッカース硬さＨｖが、次の（１）式
を満足することを特徴とする脆性亀裂伝播停止性能と低
温靭性の優れた厚鋼板の製造方法。
％、Ｓｉ：≦０．５％、Ｍｎ：≦２．０％、Ａｌ：≦
０．１％、を含有し、更に、Ｔｉ：０．００１〜０．１
０％、Ｃｒ：≦０．５％、Ｎｉ：≦１．０％、Ｍｏ：≦
０．５％、Ｖ：≦０．１％、Ｎｂ：≦０．０５％、Ｂ：
≦０．００１５％、Ｃｕ：≦１．５％の１種または２種
以上を含み、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなる鋼片
をＡｃ3変態点以上、１２００℃以下の温度に加熱し、
未再結晶域上限温度＋１５０℃以下での累積圧下率が３
０％以上の圧延を行った後、その段階での板厚の２〜３
３％に対応する上下各表層部の領域をＡｒ3変態点以上
の温度から２℃／ｓ以上の冷却速度で冷却を開始し、Ａ
ｒ3変態点以下で冷却を停止して復熱させることを１回
以上経由させる経過で、最後の冷却後の復熱が終了する
までの間に、逆変態もしくは未変態のオーステナイトの
分率が５０％未満の組織にて３０％以上の圧延を行って
仕上げ圧延を完了させ、該圧延完丁後の鋼板の前記上下
表層域をＡｃ3変態点未満に復熱することにより、鋼板
の板厚表裏層からそれぞれ板厚の２〜３３％に対応する
領域における組織の平均結晶粒径ｄが、３μｍ以下で、
かつ、当該組織のビッカース硬さＨｖが、次の（１）式
を満足することを特徴とする脆性亀裂伝播停止性能と低
温靭性の優れた厚鋼板の製造方法。
【００１５】
【数１】 但し、式中において〔Ｃｅｑ％〕＝Ｃ％＋Ｓｉ％／２４
＋Ｍｎ％／６＋（Ｃｕ％＋Ｎｉ％）／１５＋（Ｃｒ％＋
Ｍｏ％＋Ｖ％）／５であり、Ｃ％、Ｓｉ％、Ｍｎ％、Ｃ
ｕ％、Ｎｉ％、Ｃｒ％、Ｍｏ％、Ｖ％はそれぞれＣ、Ｓ
ｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖの重量％であ
る。
＋Ｍｎ％／６＋（Ｃｕ％＋Ｎｉ％）／１５＋（Ｃｒ％＋
Ｍｏ％＋Ｖ％）／５であり、Ｃ％、Ｓｉ％、Ｍｎ％、Ｃ
ｕ％、Ｎｉ％、Ｃｒ％、Ｍｏ％、Ｖ％はそれぞれＣ、Ｓ
ｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖの重量％であ
る。
【００１６】（５）重量％で、Ｃ：０．０４〜０．３０
％、Ｓｉ：≦０．５％、Ｍｎ：≦２．０％、Ａｌ：≦
０．１％、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなる鋼片を
Ａｃ3変態点以上、１２００℃以下の温度に加熱し、未
再結晶域上限温度＋１５０℃以下での累積圧下率が３０
％以上の圧延を行った後、その段階での板厚の２〜３３
％に対応する上下各表層部の領域をＡｒ3変態点以上の
温度から２℃／ｓ以上の冷却速度で冷却を開始し、Ａｒ
3変態点以下で冷却を停止して復熱させることを１回以
上経由させる経過で、最後の冷却後の復熱が終了するま
での間に、逆変態もしくは未変態のオーステナイトの分
率が５０％未満の組織にて３０％以上の圧延を行って仕
上げ圧延を完了させ、該圧延完丁後の鋼板の前記上下表
層域をＡｃ3変態点未満に復熱させた後、引き続き６０
℃／ｓ以下の冷却速度で６５０℃以下の温度まで冷却す
ることにより、鋼板の板厚表裏層からそれぞれ板厚の２
〜３３％に対応する領域における組織の平均結晶粒径ｄ
が、３μｍ以下で、かつ、当該組織のビッカース硬さＨ
ｖが、次の（１）式を満足することを特徴とする脆性亀
裂伝播停止性能と低温靭性の優れた厚鋼板の製造方法。
％、Ｓｉ：≦０．５％、Ｍｎ：≦２．０％、Ａｌ：≦
０．１％、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなる鋼片を
Ａｃ3変態点以上、１２００℃以下の温度に加熱し、未
再結晶域上限温度＋１５０℃以下での累積圧下率が３０
％以上の圧延を行った後、その段階での板厚の２〜３３
％に対応する上下各表層部の領域をＡｒ3変態点以上の
温度から２℃／ｓ以上の冷却速度で冷却を開始し、Ａｒ
3変態点以下で冷却を停止して復熱させることを１回以
上経由させる経過で、最後の冷却後の復熱が終了するま
での間に、逆変態もしくは未変態のオーステナイトの分
率が５０％未満の組織にて３０％以上の圧延を行って仕
上げ圧延を完了させ、該圧延完丁後の鋼板の前記上下表
層域をＡｃ3変態点未満に復熱させた後、引き続き６０
℃／ｓ以下の冷却速度で６５０℃以下の温度まで冷却す
ることにより、鋼板の板厚表裏層からそれぞれ板厚の２
〜３３％に対応する領域における組織の平均結晶粒径ｄ
が、３μｍ以下で、かつ、当該組織のビッカース硬さＨ
ｖが、次の（１）式を満足することを特徴とする脆性亀
裂伝播停止性能と低温靭性の優れた厚鋼板の製造方法。
【００１７】
【数１】 但し、式中において〔Ｃｅｑ％〕＝Ｃ％＋Ｓｉ％／２４
＋Ｍｎ％／６であり、Ｃ％、Ｓｉ％及びＭｎ％はそれぞ
れＣ、Ｓｉ、Ｍｎの重量％である。
＋Ｍｎ％／６であり、Ｃ％、Ｓｉ％及びＭｎ％はそれぞ
れＣ、Ｓｉ、Ｍｎの重量％である。
【００１８】（６）重量％で、Ｃ：０．０４〜０．３０
％、Ｓｉ：≦０．５％、Ｍｎ：≦２．０％、Ａｌ：≦
０．１％、を含有し、更に、Ｔｉ：０．００１〜０．１
０％、Ｃｒ：≦０．５％、Ｎｉ：≦１．０％、Ｍｏ：≦
０．５％、Ｖ：≦０．１％、Ｎｂ：≦０．０５％、Ｂ：
≦０．００１５％、Ｃｕ：≦１．５％の１種または２種
以上を含み、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなる鋼片
をＡｃ3変態点以上、１２００℃以下の温度に加熱し、
未再結晶域上限温度＋１０℃以下での累積圧下率が３０
％以上の圧延を行った後、その段階での板厚の２〜３３
％に対応する上下各表層部の領域をＡｒ3変態点以上の
温度から２℃／ｓ以上の冷却速度で冷却を開始し、Ａｒ
3変態点以下で冷却を停止して復熱させることを１回以
上経由させる経過で、最後の冷却後の復熱が終了するま
での間に、逆変態もしくは未変態のオーステナイトの分
率が５０％未満の組織にて３０％以上の圧延を行って仕
上げ圧延を完了させ、該圧延完了後の鋼板の前記上下表
層域をＡｃ3変態点未満に復熱させた後、引き続き６０
℃／ｓ以下の冷却速度で６５０℃以下の温度まで冷却す
ることにより、鋼板の板厚表裏層からそれぞれ板厚の２
〜３３％に対応する領域における組織の平均結晶粒径ｄ
が、３μｍ以下で、かつ、当該組織のビッカース硬さＨ
ｖが、次の（１）式を満足することを特徴とする脆性亀
裂伝播停止性能と低温靭性の優れた厚鋼板の製造方法。
％、Ｓｉ：≦０．５％、Ｍｎ：≦２．０％、Ａｌ：≦
０．１％、を含有し、更に、Ｔｉ：０．００１〜０．１
０％、Ｃｒ：≦０．５％、Ｎｉ：≦１．０％、Ｍｏ：≦
０．５％、Ｖ：≦０．１％、Ｎｂ：≦０．０５％、Ｂ：
≦０．００１５％、Ｃｕ：≦１．５％の１種または２種
以上を含み、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなる鋼片
をＡｃ3変態点以上、１２００℃以下の温度に加熱し、
未再結晶域上限温度＋１０℃以下での累積圧下率が３０
％以上の圧延を行った後、その段階での板厚の２〜３３
％に対応する上下各表層部の領域をＡｒ3変態点以上の
温度から２℃／ｓ以上の冷却速度で冷却を開始し、Ａｒ
3変態点以下で冷却を停止して復熱させることを１回以
上経由させる経過で、最後の冷却後の復熱が終了するま
での間に、逆変態もしくは未変態のオーステナイトの分
率が５０％未満の組織にて３０％以上の圧延を行って仕
上げ圧延を完了させ、該圧延完了後の鋼板の前記上下表
層域をＡｃ3変態点未満に復熱させた後、引き続き６０
℃／ｓ以下の冷却速度で６５０℃以下の温度まで冷却す
ることにより、鋼板の板厚表裏層からそれぞれ板厚の２
〜３３％に対応する領域における組織の平均結晶粒径ｄ
が、３μｍ以下で、かつ、当該組織のビッカース硬さＨ
ｖが、次の（１）式を満足することを特徴とする脆性亀
裂伝播停止性能と低温靭性の優れた厚鋼板の製造方法。
【００１９】
【数１】 但し、式中において〔Ｃｅｑ％〕＝Ｃ％＋Ｓｉ％／２４
＋Ｍｎ％／６＋（Ｃｕ％＋Ｎｉ％）／１５＋（Ｃｒ％＋
Ｍｏ％＋Ｖ％）／５であり、Ｃ％、Ｓｉ％、Ｍｎ％、Ｃ
ｕ％、Ｎｉ％、Ｃｒ％、Ｍｏ％、Ｖ％はそれぞれＣ、Ｓ
ｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖの重量％であ
る。
＋Ｍｎ％／６＋（Ｃｕ％＋Ｎｉ％）／１５＋（Ｃｒ％＋
Ｍｏ％＋Ｖ％）／５であり、Ｃ％、Ｓｉ％、Ｍｎ％、Ｃ
ｕ％、Ｎｉ％、Ｃｒ％、Ｍｏ％、Ｖ％はそれぞれＣ、Ｓ
ｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖの重量％であ
る。
【００２０】（７）重量％で、Ｃ：０．０４〜０．３０
％、Ｓｉ：≦０．５％、Ｍｎ：≦２．０％、Ａｌ：≦
０．１％、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなる鋼片を
Ａｃ3変態点以上、１２００℃以下の温度に加熱し、未
再結晶域上限温度＋１５０℃以下での累積圧下率が３０
％以上の圧延を行った後、その段階での板厚の２〜３３
％に対応する上下各表層部の領域をＡｒ3変態点以上の
温度から２℃／ｓ以上の冷却速度で冷却を開始し、Ａｒ
3変態点以下で冷却を停止して復熱させることを１回以
上経由させる経過で、最後の冷却後の復熱が終了するま
での間に、逆変態もしくは未変態のオーステナイトの分
率が５０％未満の組織にて３０％以上の圧延を行って仕
上げ圧延を完了させ、該圧延完丁後の鋼板の前記上下表
層域をＡｃ3変態点未満に復熱させた後、引き続き６０
℃／ｓ以下の冷却速度で６５０℃以下の温度まで冷却
し、ついで、Ａｃ1変態点以下で焼戻しすることによ
り、鋼板の板厚表裏層からそれぞれ板厚の２〜３３％に
対応する領域における組織の平均結晶粒径ｄが、３μｍ
以下で、かつ、当該組織のビッカース硬さＨｖが、次の
（１）式を満足することを特徴とする脆性亀裂伝播停止
性能と低温靭性の優れた厚鋼板の製造方法。
％、Ｓｉ：≦０．５％、Ｍｎ：≦２．０％、Ａｌ：≦
０．１％、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなる鋼片を
Ａｃ3変態点以上、１２００℃以下の温度に加熱し、未
再結晶域上限温度＋１５０℃以下での累積圧下率が３０
％以上の圧延を行った後、その段階での板厚の２〜３３
％に対応する上下各表層部の領域をＡｒ3変態点以上の
温度から２℃／ｓ以上の冷却速度で冷却を開始し、Ａｒ
3変態点以下で冷却を停止して復熱させることを１回以
上経由させる経過で、最後の冷却後の復熱が終了するま
での間に、逆変態もしくは未変態のオーステナイトの分
率が５０％未満の組織にて３０％以上の圧延を行って仕
上げ圧延を完了させ、該圧延完丁後の鋼板の前記上下表
層域をＡｃ3変態点未満に復熱させた後、引き続き６０
℃／ｓ以下の冷却速度で６５０℃以下の温度まで冷却
し、ついで、Ａｃ1変態点以下で焼戻しすることによ
り、鋼板の板厚表裏層からそれぞれ板厚の２〜３３％に
対応する領域における組織の平均結晶粒径ｄが、３μｍ
以下で、かつ、当該組織のビッカース硬さＨｖが、次の
（１）式を満足することを特徴とする脆性亀裂伝播停止
性能と低温靭性の優れた厚鋼板の製造方法。
【００２１】
【数１】 但し、式中において〔Ｃｅｑ％〕＝Ｃ％＋Ｓｉ％／２４
＋Ｍｎ％／６であり、Ｃ％、Ｓｉ％及びＭｎ％はそれぞ
れＣ、Ｓｉ、Ｍｎの重量％である。
＋Ｍｎ％／６であり、Ｃ％、Ｓｉ％及びＭｎ％はそれぞ
れＣ、Ｓｉ、Ｍｎの重量％である。
【００２２】（８）重量％で、Ｃ：０．０４〜０．３０
％、Ｓｉ：≦０．５％、Ｍｎ：≦２．０％、Ａｌ：≦
０．１％、を含有し、更に、Ｔｉ：０．００１〜０．１
０％、Ｃｒ：≦０．５％、Ｎｉ：≦１．０％、Ｍｏ：≦
０．５％、Ｖ：≦０．１％、Ｎｂ：≦０．０５％、Ｂ：
≦０．００１５％、Ｃｕ：≦１．５％の１種または２種
以上を含み、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなる鋼片
をＡｃ 3変態点以上、１２００℃以下の温度に加熱し、
未再結晶域上限温度＋１５０℃以下での累積圧下率が３
０％以上の圧延を行った後、その段階での板厚の２〜３
３％に対応する上下各表層部の領域をＡｒ3変態点以上
の温度から２℃／ｓ以上の冷却速度で冷却を開始し、Ａ
ｒ3変態点以下で冷却を停止して復熱させることを１回
以上経由させる経過で、最後の冷却後の復熱が終了する
までの間に、逆変態もしくは未変態のオーステナイトの
分率が５０％未満の組織にて３０％以上の圧延を行って
仕上げ圧延を完了させ、該圧延完了後の鋼板の前記上下
表層域をＡＣ3変態点未満に復熱させた後、引き続き６
０℃／ｓ以下の冷却速度で６５０℃以下の温度まで冷却
し、次いで、Ａｃ1変態点以下で焼戻しすることによ
り、鋼板の板厚表層からそれれぞれ板厚の２〜３３％に
対応する領域における組織の平均結晶粒径ｄが、３μｍ
以下で、かつ、当該組織のビッカース硬さが、次の
（１）式を満足することを特徴とする脆性亀裂伝播停止
性能と低温靭性の優れた厚鋼板の製造方法。
％、Ｓｉ：≦０．５％、Ｍｎ：≦２．０％、Ａｌ：≦
０．１％、を含有し、更に、Ｔｉ：０．００１〜０．１
０％、Ｃｒ：≦０．５％、Ｎｉ：≦１．０％、Ｍｏ：≦
０．５％、Ｖ：≦０．１％、Ｎｂ：≦０．０５％、Ｂ：
≦０．００１５％、Ｃｕ：≦１．５％の１種または２種
以上を含み、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなる鋼片
をＡｃ 3変態点以上、１２００℃以下の温度に加熱し、
未再結晶域上限温度＋１５０℃以下での累積圧下率が３
０％以上の圧延を行った後、その段階での板厚の２〜３
３％に対応する上下各表層部の領域をＡｒ3変態点以上
の温度から２℃／ｓ以上の冷却速度で冷却を開始し、Ａ
ｒ3変態点以下で冷却を停止して復熱させることを１回
以上経由させる経過で、最後の冷却後の復熱が終了する
までの間に、逆変態もしくは未変態のオーステナイトの
分率が５０％未満の組織にて３０％以上の圧延を行って
仕上げ圧延を完了させ、該圧延完了後の鋼板の前記上下
表層域をＡＣ3変態点未満に復熱させた後、引き続き６
０℃／ｓ以下の冷却速度で６５０℃以下の温度まで冷却
し、次いで、Ａｃ1変態点以下で焼戻しすることによ
り、鋼板の板厚表層からそれれぞれ板厚の２〜３３％に
対応する領域における組織の平均結晶粒径ｄが、３μｍ
以下で、かつ、当該組織のビッカース硬さが、次の
（１）式を満足することを特徴とする脆性亀裂伝播停止
性能と低温靭性の優れた厚鋼板の製造方法。
【００２３】
【数１】 但し、式中において〔Ｃｅｑ％〕＝Ｃ％＋Ｓｉ％／２４
＋Ｍｎ％／６＋（Ｃｕ％＋Ｎｉ％）／１５＋（Ｃｒ％＋
Ｍｏ％＋Ｖ％）／５であり、Ｃ％、Ｓｉ％、Ｍｎ％、Ｃ
ｕ％、Ｎｉ％、Ｃｒ％、Ｍｏ％、Ｖ％はそれぞれＣ、Ｓ
ｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖの重量％であ
る。
＋Ｍｎ％／６＋（Ｃｕ％＋Ｎｉ％）／１５＋（Ｃｒ％＋
Ｍｏ％＋Ｖ％）／５であり、Ｃ％、Ｓｉ％、Ｍｎ％、Ｃ
ｕ％、Ｎｉ％、Ｃｒ％、Ｍｏ％、Ｖ％はそれぞれＣ、Ｓ
ｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖの重量％であ
る。
【００２４】
【発明の実施の形態】本発明は、前記従来技術のうち、
特開平４−１４１５１７号公報に示されている、表層部
を冷却後、復熱中の圧延により表層部の結晶粒を顕著に
細粒化して脆性破壊伝播停止特性を向上させる方法にお
いて、表層部の超細粒組織を詳細に検討した結果、特開
平４−１４１５１７号公報に示されているように結晶粒
径を超細粒にするだけでは、耐脆性破壊特性の向上に限
界のあることを知見し、さらに結晶粒界の特性調査を行
うことにより本発明に至った。
特開平４−１４１５１７号公報に示されている、表層部
を冷却後、復熱中の圧延により表層部の結晶粒を顕著に
細粒化して脆性破壊伝播停止特性を向上させる方法にお
いて、表層部の超細粒組織を詳細に検討した結果、特開
平４−１４１５１７号公報に示されているように結晶粒
径を超細粒にするだけでは、耐脆性破壊特性の向上に限
界のあることを知見し、さらに結晶粒界の特性調査を行
うことにより本発明に至った。
【００２５】すなわち、結晶粒径が細粒化すると、結晶
粒の超細粒化により限界微視的脆性破壊応力が増大し耐
脆性破壊特性が向上するものの、結晶粒の超細粒化に伴
って降伏強度もホールペッチの関係に従い上昇するた
め、亀裂先端において塑性変形が生じ難くなり、耐脆性
破壊特性の向上には限度があることを確認した。
粒の超細粒化により限界微視的脆性破壊応力が増大し耐
脆性破壊特性が向上するものの、結晶粒の超細粒化に伴
って降伏強度もホールペッチの関係に従い上昇するた
め、亀裂先端において塑性変形が生じ難くなり、耐脆性
破壊特性の向上には限度があることを確認した。
【００２６】そこで、本発明者らは、超細粒化した結晶
粒界について、更に詳細な解析を行った結果、結晶粒界
には種々の種類があり、結晶粒界の性質によって、粒径
と塑性変形能を示す降伏強度の関係が異なることを知見
し、更に検討した結果、粒径とビッカース硬さの間の関
係により、結晶粒界の特徴を規定し得ることを知見し
た。すなわち、通常のオーステナイト／フェライト変態
により生成されるフェライト粒では、その粒径と変形能
を示す降伏応力の間には、ホールペッチの関係が成り立
つことか知られている。しかしながら、オーステナイト
／フェライト変態とは異なるフェライトの加工再結晶に
より生成した粒界は、転位の再配列により形成された粒
界であり、オーステナイト／フェライト変態で生じた粒
界とは、異なった粒径と降伏応力の関係を示した。
粒界について、更に詳細な解析を行った結果、結晶粒界
には種々の種類があり、結晶粒界の性質によって、粒径
と塑性変形能を示す降伏強度の関係が異なることを知見
し、更に検討した結果、粒径とビッカース硬さの間の関
係により、結晶粒界の特徴を規定し得ることを知見し
た。すなわち、通常のオーステナイト／フェライト変態
により生成されるフェライト粒では、その粒径と変形能
を示す降伏応力の間には、ホールペッチの関係が成り立
つことか知られている。しかしながら、オーステナイト
／フェライト変態とは異なるフェライトの加工再結晶に
より生成した粒界は、転位の再配列により形成された粒
界であり、オーステナイト／フェライト変態で生じた粒
界とは、異なった粒径と降伏応力の関係を示した。
【００２７】さらに、脆性破壊させた破面を観察した結
果、破面単位は粒径に応じて微細化しており微視的破壊
応力は上昇していることが知見された。微視的破壊応力
は、炭化物等の脆性第二相組織の大きさと相関があるこ
とか知られている。一般には、結晶粒径と脆性第二相組
織の大きさとの間には、正の相関関係かあるため、結晶
粒を微細化することにより、微視的破壊応力が上昇する
ことになる。フェライトの再結晶による超細粒化は、フ
ェライトの超細粒化に伴い、脆性第二相組織をより微細
化させることができ、かつ粒界が転位の再配列より形成
されるため、隣合った粒どうしのすベり方位関係が近
く、粒界がすべりの障害になる度合が、通常のオーステ
ナイト／フェライト変態よりも小さい。このため、微視
的破壊応力を上昇させつつ、降伏応力の上昇は抑制でき
る粒界の達成が可能となったのである。
果、破面単位は粒径に応じて微細化しており微視的破壊
応力は上昇していることが知見された。微視的破壊応力
は、炭化物等の脆性第二相組織の大きさと相関があるこ
とか知られている。一般には、結晶粒径と脆性第二相組
織の大きさとの間には、正の相関関係かあるため、結晶
粒を微細化することにより、微視的破壊応力が上昇する
ことになる。フェライトの再結晶による超細粒化は、フ
ェライトの超細粒化に伴い、脆性第二相組織をより微細
化させることができ、かつ粒界が転位の再配列より形成
されるため、隣合った粒どうしのすベり方位関係が近
く、粒界がすべりの障害になる度合が、通常のオーステ
ナイト／フェライト変態よりも小さい。このため、微視
的破壊応力を上昇させつつ、降伏応力の上昇は抑制でき
る粒界の達成が可能となったのである。
【００２８】以上述べた結晶粒界の特徴は、ＴＥＭによ
る転位の観察や結晶粒の方位関係等を詳細に調査するこ
とで、記述することができるが、それらの手段は、複雑
すぎて、工業的には問題がある。そこで、工業的に、粒
界の特性を評価する方法を考案した。
る転位の観察や結晶粒の方位関係等を詳細に調査するこ
とで、記述することができるが、それらの手段は、複雑
すぎて、工業的には問題がある。そこで、工業的に、粒
界の特性を評価する方法を考案した。
【００２９】粒界の特性により、粒径と降伏応力の関係
が変化することを利用して、オーステナイト／フェライ
ト変態により生成した通常の粒界での関係からの逸脱程
度を調査し、微視的破壊応力が向上するが、降伏応力の
上昇が抑制できる粒界の特徴を示すパラメータを考案し
た。降伏応力は、結晶粒界の変形の伝達性を示す量であ
るので、結晶粒径より大きな圧痕をつける硬さ測定によ
り評価できる。
が変化することを利用して、オーステナイト／フェライ
ト変態により生成した通常の粒界での関係からの逸脱程
度を調査し、微視的破壊応力が向上するが、降伏応力の
上昇が抑制できる粒界の特徴を示すパラメータを考案し
た。降伏応力は、結晶粒界の変形の伝達性を示す量であ
るので、結晶粒径より大きな圧痕をつける硬さ測定によ
り評価できる。
【００３０】一方、本発明においては、結晶粒径の測定
が重要である。本発明では、通常のオーステナイト／フ
ェライト変態による粒界だけでなく、加工再結晶による
粒界も対象とするので、通常のナイタール腐食による粒
界現出では不十分である。そこで、加工組織でも明瞭な
粒界を現出させるためには、蓚酸水溶液、過酸化水素
水、硫酸水溶液を主体とする腐食液であるマーシャル試
薬が適していることを知見し、本試薬により腐食させて
現出させた結晶粒径を測定した。
が重要である。本発明では、通常のオーステナイト／フ
ェライト変態による粒界だけでなく、加工再結晶による
粒界も対象とするので、通常のナイタール腐食による粒
界現出では不十分である。そこで、加工組織でも明瞭な
粒界を現出させるためには、蓚酸水溶液、過酸化水素
水、硫酸水溶液を主体とする腐食液であるマーシャル試
薬が適していることを知見し、本試薬により腐食させて
現出させた結晶粒径を測定した。
【００３１】このような評価方法を用いることにより、
耐脆性破壊特性の著しく優れた組織は、下記（１）式の
炭素当量（Ｃｅｑ％）及び組織の平均結晶粒径（ｄ）に
よる組織のビッカース硬さ（Ｈｖ）の関係を満足すると
結果を得た。
耐脆性破壊特性の著しく優れた組織は、下記（１）式の
炭素当量（Ｃｅｑ％）及び組織の平均結晶粒径（ｄ）に
よる組織のビッカース硬さ（Ｈｖ）の関係を満足すると
結果を得た。
【００３２】
【数１】 但し、式中において〔Ｃｅｑ％〕＝Ｃ％＋Ｓｉ％／２４
＋Ｍｎ％／６であり、Ｃ％、Ｓｉ％及びＭｎ％はそれぞ
れＣ、Ｓｉ、Ｍｎの重量％である。
＋Ｍｎ％／６であり、Ｃ％、Ｓｉ％及びＭｎ％はそれぞ
れＣ、Ｓｉ、Ｍｎの重量％である。
【００３３】
【数１】 但し、式中において〔Ｃｅｑ％〕＝Ｃ％＋Ｓｉ％／２４
＋Ｍｎ％／６＋（Ｃｕ％＋Ｎｉ％）／１５＋（Ｃｒ％＋
Ｍｏ％＋Ｖ％）／５であり、Ｃ％、Ｓｉ％、Ｍｎ％、Ｃ
ｕ％、Ｎｉ％、Ｃｒ％、Ｍｏ％、Ｖ％はそれぞれＣ、Ｓ
ｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖの重量％であ
る。
＋Ｍｎ％／６＋（Ｃｕ％＋Ｎｉ％）／１５＋（Ｃｒ％＋
Ｍｏ％＋Ｖ％）／５であり、Ｃ％、Ｓｉ％、Ｍｎ％、Ｃ
ｕ％、Ｎｉ％、Ｃｒ％、Ｍｏ％、Ｖ％はそれぞれＣ、Ｓ
ｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖの重量％であ
る。
【００３４】これは、粒界の転位構造の違いに起因して
おり、きわめて複雑な粒界の特徴を、巨視的な特徴であ
る硬さと粒径の関係で表したものである。
おり、きわめて複雑な粒界の特徴を、巨視的な特徴であ
る硬さと粒径の関係で表したものである。
【００３５】このような粒界を有する組織は、耐脆性破
壊性能が優れていることになるが、工業的に従来の鋼材
組織と比べ著しく良好な性能を有するには、結晶粒径が
超細粒化された場合であり、３μｍ以下であれば、上記
（１）式を満たす組織が、耐脆性破壊特性がきわめて優
れていることを知見した。
壊性能が優れていることになるが、工業的に従来の鋼材
組織と比べ著しく良好な性能を有するには、結晶粒径が
超細粒化された場合であり、３μｍ以下であれば、上記
（１）式を満たす組織が、耐脆性破壊特性がきわめて優
れていることを知見した。
【００３６】本発明の組織は、従来のオーステナイト組
織からフェライト組織への変態によって形成されるもの
ではなく、フェライト組織に転位を多量に導入し、フェ
ライト組織を直接回復再結晶させ、粒界を形成させるも
のであり、所定製造方法により、所定の組織が得られる
ものである。以下に本発明鋼板の組織及びその製造方法
についての限定理由を説明する。
織からフェライト組織への変態によって形成されるもの
ではなく、フェライト組織に転位を多量に導入し、フェ
ライト組織を直接回復再結晶させ、粒界を形成させるも
のであり、所定製造方法により、所定の組織が得られる
ものである。以下に本発明鋼板の組織及びその製造方法
についての限定理由を説明する。
【００３７】結晶粒界を形成させる方法を種々変化させ
て、結晶粒径と耐破壊特性の関係を調査し、得られた知
見に基づき、本発明の結晶粒界を有する鋼板と、通常の
結晶粒界を有する鋼板の耐破壊特性の違いについて説明
する。
て、結晶粒径と耐破壊特性の関係を調査し、得られた知
見に基づき、本発明の結晶粒界を有する鋼板と、通常の
結晶粒界を有する鋼板の耐破壊特性の違いについて説明
する。
【００３８】結晶粒界の形成方法として、従来から活用
されているγ−α変態により形成させたフェライト組織
（Ａ）と、十分に細粒化したフェライト組織に対し加工
により転位を大量に導入させながら、昇温させ、フェラ
イト組織を回復再結晶により直接微細化させた組織
（Ｂ）を作成し、前述のマーシャル試薬により腐食させ
て現出させた組織の粒径、硬さおよび耐破壊特性を調査
した。耐破壊特性としては、ＮＲＬ落重試験を用いた。
その結果を図１および図２に示す。
されているγ−α変態により形成させたフェライト組織
（Ａ）と、十分に細粒化したフェライト組織に対し加工
により転位を大量に導入させながら、昇温させ、フェラ
イト組織を回復再結晶により直接微細化させた組織
（Ｂ）を作成し、前述のマーシャル試薬により腐食させ
て現出させた組織の粒径、硬さおよび耐破壊特性を調査
した。耐破壊特性としては、ＮＲＬ落重試験を用いた。
その結果を図１および図２に示す。
【００３９】図１はフェライト粒径（μｍ）とＮＤＴ温
度（℃）との関係を示し、図２はフェライト粒径（μ
ｍ）とＨｖとの関係を示す図であり、Ｃｅｑ＝０．３４
％における鋼を用いた場合の結果である。これらの図か
ら組織（Ｂ）は、組織（Ａ）より同一粒径で比較する
と、硬さが小さいことがわかる。このことは、同一粒径
でありながら、組織（Ｂ）の方が変形をうけた際に、塑
性変形のしやすいことを示している。すなわち、亀裂が
存在する場合、亀裂先端の応力が微視的破壊応力に達す
る前に、塑性変形が生じて、脆性破壊には至り難いた
め、ＮＤＴ温度がより低温側になるのである。
度（℃）との関係を示し、図２はフェライト粒径（μ
ｍ）とＨｖとの関係を示す図であり、Ｃｅｑ＝０．３４
％における鋼を用いた場合の結果である。これらの図か
ら組織（Ｂ）は、組織（Ａ）より同一粒径で比較する
と、硬さが小さいことがわかる。このことは、同一粒径
でありながら、組織（Ｂ）の方が変形をうけた際に、塑
性変形のしやすいことを示している。すなわち、亀裂が
存在する場合、亀裂先端の応力が微視的破壊応力に達す
る前に、塑性変形が生じて、脆性破壊には至り難いた
め、ＮＤＴ温度がより低温側になるのである。
【００４０】すなわち、組織（Ｂ）では、超細粒化して
いても降伏しやすいという結晶粒界の特徴を有してお
り、硬さと粒径の関係により、通常鋼板どの耐破壊特性
の差が記述できることを示している。種々の化学成分を
有する鋼板について、同様の実験を行った結果、マーシ
ャル試薬で腐食し現出させた組織の粒径とビッカース硬
さＨｖに（１）式の関係の成立する組織が、従来のγ−
α変態で形成された組織よりも、耐破壊特性が優れてい
ることを知見したのである。
いても降伏しやすいという結晶粒界の特徴を有してお
り、硬さと粒径の関係により、通常鋼板どの耐破壊特性
の差が記述できることを示している。種々の化学成分を
有する鋼板について、同様の実験を行った結果、マーシ
ャル試薬で腐食し現出させた組織の粒径とビッカース硬
さＨｖに（１）式の関係の成立する組織が、従来のγ−
α変態で形成された組織よりも、耐破壊特性が優れてい
ることを知見したのである。
【００４１】
【数１】 但し、式中において〔Ｃｅｑ％〕＝Ｃ％＋Ｓｉ％／２４
＋Ｍｎ％／６であり、Ｃ％、Ｓｉ％及びＭｎ％はそれぞ
れＣ、Ｓｉ、Ｍｎの重量％である。
＋Ｍｎ％／６であり、Ｃ％、Ｓｉ％及びＭｎ％はそれぞ
れＣ、Ｓｉ、Ｍｎの重量％である。
【００４２】または、
【００４３】
【数１】 但し、式中において〔Ｃｅｑ％〕＝Ｃ％＋Ｓｉ％／２４
＋Ｍｎ％／６＋（Ｃｕ％＋Ｎｉ％）／１５＋（Ｃｒ％＋
Ｍｏ％＋Ｖ％）／５であり、Ｃ％、Ｓｉ％、Ｍｎ％、Ｃ
ｕ％、Ｎｉ％、Ｃｒ％、Ｍｏ％、Ｖ％はそれぞれＣ、Ｓ
ｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖの重量％であ
る。
＋Ｍｎ％／６＋（Ｃｕ％＋Ｎｉ％）／１５＋（Ｃｒ％＋
Ｍｏ％＋Ｖ％）／５であり、Ｃ％、Ｓｉ％、Ｍｎ％、Ｃ
ｕ％、Ｎｉ％、Ｃｒ％、Ｍｏ％、Ｖ％はそれぞれＣ、Ｓ
ｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖの重量％であ
る。
【００４４】本発明において、最も重要な要件は、所定
の粒界特性を確保することであり、そのためには、フェ
ライトの再結晶による粒界形成を最適な状況に確保しな
ければならない。特開平４−１４１５１７号公報には、
フェライトの再結晶による超再粒化方法が開示されてい
るが、本発明は単なる粒径の超微細化のみならず、所定
の粒界の性能を確保しなければならないため、特開平４
−１４１５１７号公報の開示範囲では不十分である。
の粒界特性を確保することであり、そのためには、フェ
ライトの再結晶による粒界形成を最適な状況に確保しな
ければならない。特開平４−１４１５１７号公報には、
フェライトの再結晶による超再粒化方法が開示されてい
るが、本発明は単なる粒径の超微細化のみならず、所定
の粒界の性能を確保しなければならないため、特開平４
−１４１５１７号公報の開示範囲では不十分である。
【００４５】本発明者らは、粒界の形成過程を詳細に検
討した結果、昇温過程でのフェライトの再結晶における
前組織の粒径が、その後の粒界形成にきわめて重要であ
ることを知見した。当該前組織の粒径を確保するため
の、本発明圧延条件を見いだすに至った過程について説
明する。
討した結果、昇温過程でのフェライトの再結晶における
前組織の粒径が、その後の粒界形成にきわめて重要であ
ることを知見した。当該前組織の粒径を確保するため
の、本発明圧延条件を見いだすに至った過程について説
明する。
【００４６】まず、加熱温度の規定理由について述べ
る。１２００℃以上の加熱温度では、オーステナイト粒
径が粗大化し、その彼の圧延でも十分な細粒化が達成し
えない。そこで、加熱温度の上限を１２００℃とした。
る。１２００℃以上の加熱温度では、オーステナイト粒
径が粗大化し、その彼の圧延でも十分な細粒化が達成し
えない。そこで、加熱温度の上限を１２００℃とした。
【００４７】また、圧延開始温度が二相域となると圧延
時の圧下反力が大きすぎて圧延に支障が生じるので、Ａ
ｃ3点温度以上とした。冷却後の加工条件を一定にして
未再結晶域上限＋１５０℃以下での累積圧下率と冷却前
のオーステナイト粒径、冷却後に再度庄延し表層部の細
粒域の平均粒径及びＮＲＬ落重試験での耐破壊性能を調
査した。試験はそれぞれに複数回実施し、そのばらつき
も同時に調査した。
時の圧下反力が大きすぎて圧延に支障が生じるので、Ａ
ｃ3点温度以上とした。冷却後の加工条件を一定にして
未再結晶域上限＋１５０℃以下での累積圧下率と冷却前
のオーステナイト粒径、冷却後に再度庄延し表層部の細
粒域の平均粒径及びＮＲＬ落重試験での耐破壊性能を調
査した。試験はそれぞれに複数回実施し、そのばらつき
も同時に調査した。
【００４８】その結果を図３〜図５に示す。第３図は冷
却前の未再結晶域上限＋１５０℃以下圧下量（％）とオ
ーステナイト粒度（μｍ）の関係を示し、図４はその圧
下量（％）と表層部細粒層の平均粒径（μｍ）の関係を
示し、図５はその圧下量（％）とＮＤＴ温度（℃）どの
関係を示す図である。
却前の未再結晶域上限＋１５０℃以下圧下量（％）とオ
ーステナイト粒度（μｍ）の関係を示し、図４はその圧
下量（％）と表層部細粒層の平均粒径（μｍ）の関係を
示し、図５はその圧下量（％）とＮＤＴ温度（℃）どの
関係を示す図である。
【００４９】細粒化のためには未再結晶域上限温度＋１
５０℃以下での累積圧下率を３０％以上とすることが最
適であることかわかった。この温度域での圧下率を限定
したのは、オーステナイトの再結晶が顕著に起こり、か
つ再結晶後のオーステナイトが再び粒成長せずに再結晶
を繰り返し、オーステナイトを微細化し、さらに未再結
晶域温度にて歪み蓄積を十分行い、その後の冷却過程を
へて１５μｍ以下のフェライト粒を得るためである。
５０℃以下での累積圧下率を３０％以上とすることが最
適であることかわかった。この温度域での圧下率を限定
したのは、オーステナイトの再結晶が顕著に起こり、か
つ再結晶後のオーステナイトが再び粒成長せずに再結晶
を繰り返し、オーステナイトを微細化し、さらに未再結
晶域温度にて歪み蓄積を十分行い、その後の冷却過程を
へて１５μｍ以下のフェライト粒を得るためである。
【００５０】未再結晶域上限温度＋１５０℃以下にて累
積圧下率が３０％以上の圧延を実施するのは、オーステ
ナイト域での再結晶挙動によりオーステナイト粒径を細
粒化させ、かつオーステナイト粒内に変形帯を導入さ
せ、冷却後のフェライト粒径を微細化させるためであ
り、未再結晶域上限温度＋１５０℃以上では再結晶後に
粒成長したり、また圧延によって導入される転位が高温
のため消滅してしまいフェライト粒を微細化させる準備
が整わないからである。また、所定温度域でも累積圧下
率が３０％以下では不十分である。
積圧下率が３０％以上の圧延を実施するのは、オーステ
ナイト域での再結晶挙動によりオーステナイト粒径を細
粒化させ、かつオーステナイト粒内に変形帯を導入さ
せ、冷却後のフェライト粒径を微細化させるためであ
り、未再結晶域上限温度＋１５０℃以上では再結晶後に
粒成長したり、また圧延によって導入される転位が高温
のため消滅してしまいフェライト粒を微細化させる準備
が整わないからである。また、所定温度域でも累積圧下
率が３０％以下では不十分である。
【００５１】次に、昇温加工による組織形成上の効果に
ついて述べる。鋳片を熱間圧延するに際し、熱間圧延中
あるいは熱間圧延途中で表層部の適当な厚みの領域を水
冷等の手段によりＡｒ3変態点よりも低い温度まで一旦
冷却して内部と温度差をつけた後、温度差のついたまま
の状態から更に熱間圧延を行うと、フェライト主体組織
を有する表層部は内部の顕熱により復熱されながら加工
を受けることになる。
ついて述べる。鋳片を熱間圧延するに際し、熱間圧延中
あるいは熱間圧延途中で表層部の適当な厚みの領域を水
冷等の手段によりＡｒ3変態点よりも低い温度まで一旦
冷却して内部と温度差をつけた後、温度差のついたまま
の状態から更に熱間圧延を行うと、フェライト主体組織
を有する表層部は内部の顕熱により復熱されながら加工
を受けることになる。
【００５２】この復熱中の加工条件を適正化することに
より表層部のフェライト結晶粒が顕著に細粒化し、更に
表層部が内部に比べて低温の時に圧延するため、表層部
に比べて内部の変形抵抗が小さく、均一な温度分布の鋼
片を圧延する場合に比べて内部に有効な加工の効果が伝
わる。このため、内部の変態後の組織も微細化する。そ
の結果、脆性亀裂伝播停止特性とともに中心部の低温靭
性も顕著に向上する。
より表層部のフェライト結晶粒が顕著に細粒化し、更に
表層部が内部に比べて低温の時に圧延するため、表層部
に比べて内部の変形抵抗が小さく、均一な温度分布の鋼
片を圧延する場合に比べて内部に有効な加工の効果が伝
わる。このため、内部の変態後の組織も微細化する。そ
の結果、脆性亀裂伝播停止特性とともに中心部の低温靭
性も顕著に向上する。
【００５３】本発明者らは上記製造方法により、表層部
に生成される非常に微細なフェライト組織層の組織的特
徴と脆性亀裂伝播停止特性の関係を詳細に解析した。そ
の結果、どのような破壊条件でも、安定して脆性亀裂伝
播時に表層部が脆性破壊せずにシアリップを形成して良
好な脆性亀裂伝播停止特性を有するためには復熱加工後
の上下各表層から板厚の２〜３３％の領域のフェライト
組織が上記に述べた粒界特性を有する超微細粒となる必
要がある。そのためには表層部をＡｒ3変態点以下まで
冷却する前の加熱、圧延条件を適正化することか必要と
なることを見出した。
に生成される非常に微細なフェライト組織層の組織的特
徴と脆性亀裂伝播停止特性の関係を詳細に解析した。そ
の結果、どのような破壊条件でも、安定して脆性亀裂伝
播時に表層部が脆性破壊せずにシアリップを形成して良
好な脆性亀裂伝播停止特性を有するためには復熱加工後
の上下各表層から板厚の２〜３３％の領域のフェライト
組織が上記に述べた粒界特性を有する超微細粒となる必
要がある。そのためには表層部をＡｒ3変態点以下まで
冷却する前の加熱、圧延条件を適正化することか必要と
なることを見出した。
【００５４】次に、粗圧延後の冷却条件の限定理由につ
いて述べる。上記の条件で十分なオーステナイト粒の微
細化、未再結晶域圧延を施した上で、該鋼材の上下各表
層部の領域を水冷等後手段により冷却する。そして、該
鋼材の水冷前の熱間圧延時点での上下各表層から板厚の
２〜３３％の領域をＡｒ3変態点以下まで冷却するとと
もに、表層部と内部に温度差をつける。その際、該鋼材
の水冷域の冷却速度は２℃／ｓ以上にする必要がある。
これは冷却速度が２℃／ｓ未満では冷却前の熱間圧延に
よりオーステナイトを微細化しておいても冷却後の変態
組織が粗大となり、その後の復熱中の圧延で均一な超微
細フェライト組織を得ることが困難となるためである。
また、圧延中の組織分率と圧下率を規定したのは、以下
の理由による。
いて述べる。上記の条件で十分なオーステナイト粒の微
細化、未再結晶域圧延を施した上で、該鋼材の上下各表
層部の領域を水冷等後手段により冷却する。そして、該
鋼材の水冷前の熱間圧延時点での上下各表層から板厚の
２〜３３％の領域をＡｒ3変態点以下まで冷却するとと
もに、表層部と内部に温度差をつける。その際、該鋼材
の水冷域の冷却速度は２℃／ｓ以上にする必要がある。
これは冷却速度が２℃／ｓ未満では冷却前の熱間圧延に
よりオーステナイトを微細化しておいても冷却後の変態
組織が粗大となり、その後の復熱中の圧延で均一な超微
細フェライト組織を得ることが困難となるためである。
また、圧延中の組織分率と圧下率を規定したのは、以下
の理由による。
【００５５】厚板圧延ではオーステナイトとフェライト
の変形抵抗を測定するとオーステナイトの変形抵抗の方
か高くなる。そこで、同じ温度でオーステナイトとフェ
ライトの分率を変化させた基礎実験を行った。その結
果、オーステナイトが存在する方がフェライト粒が安定
して超細粒化する実験結果が得られた。この結果からオ
ーステナイト分率が５０％未満であると超細粒化が顕著
となる。また、その時の圧下率は３０％以上で安定して
超細粒化することが判明した。この時のオーステナイト
は仕上げ圧延前の冷却により残留する来変態オーステナ
イトでも、冷却後に逆変態したオーステナイトでもかま
わない。オーステナイトの変形抵抗がフェライトに比べ
高い理由は合金元素等の膿化であると考えられる。
の変形抵抗を測定するとオーステナイトの変形抵抗の方
か高くなる。そこで、同じ温度でオーステナイトとフェ
ライトの分率を変化させた基礎実験を行った。その結
果、オーステナイトが存在する方がフェライト粒が安定
して超細粒化する実験結果が得られた。この結果からオ
ーステナイト分率が５０％未満であると超細粒化が顕著
となる。また、その時の圧下率は３０％以上で安定して
超細粒化することが判明した。この時のオーステナイト
は仕上げ圧延前の冷却により残留する来変態オーステナ
イトでも、冷却後に逆変態したオーステナイトでもかま
わない。オーステナイトの変形抵抗がフェライトに比べ
高い理由は合金元素等の膿化であると考えられる。
【００５６】以上が上下各表層から板厚の２〜３３％の
領域の組織を顕著に微細化するための製造方法の限定理
由である。該製造方法によれば表層部だけでなく、内部
の高靭化も同時に達成することが可能となる。すなわ
ち、上下各表層から板厚の２〜３３％の領域をＡｒ3変
態点以上の温度から２℃／ｓ以上の冷却速度で冷却を開
始し、Ａｒ3変態点以下で冷却を停止して復熱させる
と、表署部の方が内部に比べて温度が低いことと、粒径
か微細であることにより変形抵抗が大きくなる。このよ
うな状態で圧延加工を加えることにより、変形抵抗の小
さな内部がより大きな歪を受けるようになり、変態後の
フェライト組織が一段と微細化するとともにセンターポ
ロシティの圧着も容易となる。その結果、内部の靭性が
顕著に向上する。
領域の組織を顕著に微細化するための製造方法の限定理
由である。該製造方法によれば表層部だけでなく、内部
の高靭化も同時に達成することが可能となる。すなわ
ち、上下各表層から板厚の２〜３３％の領域をＡｒ3変
態点以上の温度から２℃／ｓ以上の冷却速度で冷却を開
始し、Ａｒ3変態点以下で冷却を停止して復熱させる
と、表署部の方が内部に比べて温度が低いことと、粒径
か微細であることにより変形抵抗が大きくなる。このよ
うな状態で圧延加工を加えることにより、変形抵抗の小
さな内部がより大きな歪を受けるようになり、変態後の
フェライト組織が一段と微細化するとともにセンターポ
ロシティの圧着も容易となる。その結果、内部の靭性が
顕著に向上する。
【００５７】次に、表層部の超細粒化する領域の厚さの
限定理由について述べる。脆性破壊の亀裂伝播挙動か
ら、表層部の組織改質層の厚みは板厚の上下各表層部で
２％以上ないと、シアリップによるエネルギー吸収効果
が十分でなく、実質的に脆性亀裂伝播停止特性を改善す
ることができない。表層の細粒部分の厚さは厚くなれば
なるほど、脆性亀裂云播停止特性は改善されるが、３３
％を超えると効果が飽和する。また、鋼材内部の顕熱を
利用して復熱させる場合には表層部の細粒部の厚さを３
３％超とするような条件で冷却すると、鋼材自体の顕熱
がなくなるため、板厚中心部の温度が下がりすぎて靭性
が劣化する。従って、厚鋼板の脆性亀裂伝播停止特性の
向上と板厚中心部の靭性の両者を満足できる範囲とし
て、表層部の細粒化する部分の厚さは上下各表層部で３
〜３３％の範囲が適切である。
限定理由について述べる。脆性破壊の亀裂伝播挙動か
ら、表層部の組織改質層の厚みは板厚の上下各表層部で
２％以上ないと、シアリップによるエネルギー吸収効果
が十分でなく、実質的に脆性亀裂伝播停止特性を改善す
ることができない。表層の細粒部分の厚さは厚くなれば
なるほど、脆性亀裂云播停止特性は改善されるが、３３
％を超えると効果が飽和する。また、鋼材内部の顕熱を
利用して復熱させる場合には表層部の細粒部の厚さを３
３％超とするような条件で冷却すると、鋼材自体の顕熱
がなくなるため、板厚中心部の温度が下がりすぎて靭性
が劣化する。従って、厚鋼板の脆性亀裂伝播停止特性の
向上と板厚中心部の靭性の両者を満足できる範囲とし
て、表層部の細粒化する部分の厚さは上下各表層部で３
〜３３％の範囲が適切である。
【００５８】以上が本発明の限定理由であり、圧延、復
熱が終了した段階で所望の組織を得ることができる。復
熱終了後の冷却は放冷あるいは強制冷却等の手段によっ
ても、目的の脆性亀裂伝播停止特性と靭性を得ることは
できる。しかし、強度の向上等、用途によっては復熱終
了後の鋼板を６０℃以下の冷却速度で６５０℃以下まで
冷却したり、６０℃／ｓ以下の冷却速度で６５０℃以下
まで冷却し、次いでＡｃ1変態点以下で焼戻しすること
もできる。
熱が終了した段階で所望の組織を得ることができる。復
熱終了後の冷却は放冷あるいは強制冷却等の手段によっ
ても、目的の脆性亀裂伝播停止特性と靭性を得ることは
できる。しかし、強度の向上等、用途によっては復熱終
了後の鋼板を６０℃以下の冷却速度で６５０℃以下まで
冷却したり、６０℃／ｓ以下の冷却速度で６５０℃以下
まで冷却し、次いでＡｃ1変態点以下で焼戻しすること
もできる。
【００５９】以上が、本発明の要点であるが、脆性亀裂
伝播停止特性、低温靭性に対しては結晶粒界以外の因子
も影響を及ぼすため、化学成分についても配慮が必要で
ある。以下に化学成分の限定理由を説明する。
伝播停止特性、低温靭性に対しては結晶粒界以外の因子
も影響を及ぼすため、化学成分についても配慮が必要で
ある。以下に化学成分の限定理由を説明する。
【００６０】Ｃは鋼材の強度確保のために有効な元素で
あるが、過剰に添加すると靭性や溶接性の劣化を招くた
め、０．０４〜０．３０％の範囲とする。
あるが、過剰に添加すると靭性や溶接性の劣化を招くた
め、０．０４〜０．３０％の範囲とする。
【００６１】Ｓｉは脱酸に必要な元素であるが、過剰に
添加すると特に溶接部の靭性を劣化させるため、上限を
０．５％とする。
添加すると特に溶接部の靭性を劣化させるため、上限を
０．５％とする。
【００６２】Ｍｎは強度と靭性の向上を目的として添加
するが、過剰に添加すると溶接割れを生じやすくなるた
め、２．０％以下に限定する。
するが、過剰に添加すると溶接割れを生じやすくなるた
め、２．０％以下に限定する。
【００６３】ＡｌはＳｉと同様、脱酸のために必要であ
り、ＡｌＮを形成することによって結晶粒を微細化して
靭性向上に寄与するが、過剰に添加すると靭性劣化を生
じたり、鋼中の介在物の増加を招きやすいため、０．１
％以下の添加とする。
り、ＡｌＮを形成することによって結晶粒を微細化して
靭性向上に寄与するが、過剰に添加すると靭性劣化を生
じたり、鋼中の介在物の増加を招きやすいため、０．１
％以下の添加とする。
【００６４】以上が本発明鋼の主要元素であるが所望の
鋼材特性を得るために以下のＴｉ、Ｎ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍ
ｏ、Ｖ、Ｎｂ、Ｂ、Ｃｕを１種または２種以上組み合わ
せて、適量添加することができる。
鋼材特性を得るために以下のＴｉ、Ｎ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍ
ｏ、Ｖ、Ｎｂ、Ｂ、Ｃｕを１種または２種以上組み合わ
せて、適量添加することができる。
【００６５】ＴｉはＴｉＮとして、加熱オーステナイト
粒径の微細化を通して鋼材全体の靭性向上に寄与すると
ともに、後述するように、表層部の微細組織を安定的、
均一に得るために必要な表層部の復熱前の組織微細化に
有効な元素である。０．００３％未満の添加ではオース
テナイト粒径微細化の効果が小さく、０．１０％を超え
る添加は効果が飽和するとともに形成されるＴｉＮが粗
大となって靭性を劣化させる恐れがあるため、０．００
３〜０．１０％の範囲が好ましい。
粒径の微細化を通して鋼材全体の靭性向上に寄与すると
ともに、後述するように、表層部の微細組織を安定的、
均一に得るために必要な表層部の復熱前の組織微細化に
有効な元素である。０．００３％未満の添加ではオース
テナイト粒径微細化の効果が小さく、０．１０％を超え
る添加は効果が飽和するとともに形成されるＴｉＮが粗
大となって靭性を劣化させる恐れがあるため、０．００
３〜０．１０％の範囲が好ましい。
【００６６】ＮはＡｌやＴｉと窒化物を形成するために
適量含有せしめる必要がある。しかし、過剰に添加する
と固溶Ｎが増加して靭性を劣化させるため、、適正な範
囲として０．００１〜０．０１％が好ましい。
適量含有せしめる必要がある。しかし、過剰に添加する
と固溶Ｎが増加して靭性を劣化させるため、、適正な範
囲として０．００１〜０．０１％が好ましい。
【００６７】Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｂ、Ｂ、Ｃｕは
いずれも母材の強度上昇に有効であり、所望の強度を得
るために１種または２種以上組み合わせて、適量添加す
ることができる。但し、いずれも過剰の添加により靭
性、溶接性や溶接部靭性の劣化を招くため、上限を定め
ている。
いずれも母材の強度上昇に有効であり、所望の強度を得
るために１種または２種以上組み合わせて、適量添加す
ることができる。但し、いずれも過剰の添加により靭
性、溶接性や溶接部靭性の劣化を招くため、上限を定め
ている。
【００６８】以上のように限定された化学成分を有し、
残部Ｆｅおよび不可避不純物からなる鋼片をＡｃ3変態
点以上、１２００℃以下の温度に加熱し、未再結晶域上
限温度＋１５０℃以下での累積圧下率が３０％以上の圧
延を行なう。その後、その段階での上下各表層から板厚
の２〜３３％の領域を、Ａｒ3変態点以上の温度から２
℃／ｓ以上の冷却速度で冷却を開始し、Ａｒ3変態点以
下で冷却を停止して復熱させる。これを１回以上経由さ
せる経過で、最後の冷却後の復熱が終了するまでの間に
逆変態もしくは未変態のオーステナイトの分率が５０％
未満の組織にて３０％以上の圧延を行って熱間圧延は完
了する。該圧延完了後の鋼板の前記上下表層域をＡｃ3
変態点未満に復熱することにより、脆性亀裂伝播停止特
性と低温靭性に優れた厚綱板を製造することを可能とす
る。
残部Ｆｅおよび不可避不純物からなる鋼片をＡｃ3変態
点以上、１２００℃以下の温度に加熱し、未再結晶域上
限温度＋１５０℃以下での累積圧下率が３０％以上の圧
延を行なう。その後、その段階での上下各表層から板厚
の２〜３３％の領域を、Ａｒ3変態点以上の温度から２
℃／ｓ以上の冷却速度で冷却を開始し、Ａｒ3変態点以
下で冷却を停止して復熱させる。これを１回以上経由さ
せる経過で、最後の冷却後の復熱が終了するまでの間に
逆変態もしくは未変態のオーステナイトの分率が５０％
未満の組織にて３０％以上の圧延を行って熱間圧延は完
了する。該圧延完了後の鋼板の前記上下表層域をＡｃ3
変態点未満に復熱することにより、脆性亀裂伝播停止特
性と低温靭性に優れた厚綱板を製造することを可能とす
る。
【００６９】
【実施例】表１に示す化学成分の供試鋼を用いて、表２
および表３に示す製造条件で製造した厚鋼板のシャルピ
ー試験による靭性（破面遷移温度ｖＴｒｓ）、ＥＳＳＯ
試験による脆性亀裂伝播停止特性（Ｋｃａ値が６００ｋ
ｇｆ・ｍｍ-3/2となる温度）を表４に示す。
および表３に示す製造条件で製造した厚鋼板のシャルピ
ー試験による靭性（破面遷移温度ｖＴｒｓ）、ＥＳＳＯ
試験による脆性亀裂伝播停止特性（Ｋｃａ値が６００ｋ
ｇｆ・ｍｍ-3/2となる温度）を表４に示す。
【００７０】本発明の化学成分を有する鋼種Ｎｏ．ｌ〜
５を用いて、本発明の製造方法にわり製造した試験Ｎ
ｏ．２１〜２５の厚鋼板はＫｃａ＝６０００Ｎ／ｍｍ
1.5を示す温度の値が−８９〜−１０４℃と非常に優れ
た脆性亀裂伝播停止特性を示すとともに、靭性もｖＴｒ
ｓで−１００℃以下の優れた靭性を示す。このことは、
本発明鋼においては、当該部位のフェライト組織の結晶
粒径は、３μｍ以下であり、微細結晶粒界の様相を呈し
ていることがわかる。
５を用いて、本発明の製造方法にわり製造した試験Ｎ
ｏ．２１〜２５の厚鋼板はＫｃａ＝６０００Ｎ／ｍｍ
1.5を示す温度の値が−８９〜−１０４℃と非常に優れ
た脆性亀裂伝播停止特性を示すとともに、靭性もｖＴｒ
ｓで−１００℃以下の優れた靭性を示す。このことは、
本発明鋼においては、当該部位のフェライト組織の結晶
粒径は、３μｍ以下であり、微細結晶粒界の様相を呈し
ていることがわかる。
【００７１】一方、化学成分は本発明の規定内であって
も製造方法が本発明に合致しない比較例の試験Ｎｏ．２
６〜３０の厚鋼板では本発明法による厚鋼板に比べて、
脆性亀裂伝播停止特性、シャルピー特性とも明らかに劣
っている。比較鋼Ｎｏ．２６〜３０のように、仕上げ圧
延前に表層部を急冷、復熱させても、他の条件が本発明
を満足していなければ、本発明鋼のような優れた脆性亀
裂伝権停止特性は得られないことが表４の実施例から明
らかである。
も製造方法が本発明に合致しない比較例の試験Ｎｏ．２
６〜３０の厚鋼板では本発明法による厚鋼板に比べて、
脆性亀裂伝播停止特性、シャルピー特性とも明らかに劣
っている。比較鋼Ｎｏ．２６〜３０のように、仕上げ圧
延前に表層部を急冷、復熱させても、他の条件が本発明
を満足していなければ、本発明鋼のような優れた脆性亀
裂伝権停止特性は得られないことが表４の実施例から明
らかである。
【００７２】比較例の試験Ｎｏ．２６〜２８は、累積圧
下率が所定量以下であり、比較例の試験Ｎｏ．４、５は
所定の冷却をしていないため、本発明例と比べアレスト
性能が低く、Ｋｃａ＝６００ｋｇ／ｍｍ1.5を示す温度
は−７０℃には達していない。
下率が所定量以下であり、比較例の試験Ｎｏ．４、５は
所定の冷却をしていないため、本発明例と比べアレスト
性能が低く、Ｋｃａ＝６００ｋｇ／ｍｍ1.5を示す温度
は−７０℃には達していない。
【００７３】
【表１】
【００７４】
【表２】
【００７５】
【表３】
【００７６】
【表４】
【００７７】
【発明の効果】本発明によれば、厚鋼板を製造する際の
圧延工程、冷却工程等を制御して、Ｎｉ等の高価な元素
を添加することなく、鋼板表層部の組織を微細化し、組
織の平均結晶粒径ｄが３μｍ以下で、かつ組織のビッカ
ース硬さＨｖを平均結晶粒径ｄと関係づけて特定範囲内
とすることにより、脆性亀裂伝播停止特性と低温靭性に
優れた構造用厚鋼板を得ることができる。
圧延工程、冷却工程等を制御して、Ｎｉ等の高価な元素
を添加することなく、鋼板表層部の組織を微細化し、組
織の平均結晶粒径ｄが３μｍ以下で、かつ組織のビッカ
ース硬さＨｖを平均結晶粒径ｄと関係づけて特定範囲内
とすることにより、脆性亀裂伝播停止特性と低温靭性に
優れた構造用厚鋼板を得ることができる。
【図１】ＮＤＴ温度と、フェライトの粒径との関係を示
す図である。
す図である。
【図２】Ｈｖとフェライトの粒径との関係を示す図であ
る。
る。
【図３】冷却前の未再結晶域上限温度＋１５０℃以下で
の圧下量とオーステナイト粒径の関係を示す図である。
の圧下量とオーステナイト粒径の関係を示す図である。
【図４】冷却前の未再結晶域上限温度＋１５０℃以下で
の圧下量と表層部細粒層の平均粒径との関係を示す図で
ある。
の圧下量と表層部細粒層の平均粒径との関係を示す図で
ある。
【図５】冷却前の未再結晶域上限温度＋１５０℃以下で
の圧下量とＮＤＴ温度との関係を示す図である。
の圧下量とＮＤＴ温度との関係を示す図である。
Claims (8)
- 【請求項１】 重量％で、Ｃ：０．０４〜０．３０％、
Ｓｉ：≦０．５％、Ｍｎ：≦２．０％、Ａｌ：≦０．１
％、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなる鋼板の板厚表
裏層からそれぞれ板厚の２〜３３％に対応する領域にお
ける組織の平均結晶粒径ｄが、３μｍ以下で、かつ、当
該組織のビッカース硬さＨｖが、次の（１）式を満足す
ることを特徴とする脆性亀裂伝播停止性能と低温靭性の
優れた厚鋼板。 【数１】 但し、式中において〔Ｃｅｑ％〕＝Ｃ％＋Ｓｉ％／２４
＋Ｍｎ％／６であり、Ｃ％、Ｓｉ％及びＭｎ％はそれぞ
れＣ，Ｓｉ，Ｍｎの重量％である。 - 【請求項２】 重量％で、Ｃ：０．０４〜０．３０％、
Ｓｉ：≦０．５％、Ｍｎ：≦２．０％、Ａｌ：≦０．１
％、 更に、Ｔｉ：０．００１〜０．１０％、Ｃｒ：≦０．５
％、Ｎｉ：≦１．０％、Ｍｏ：≦０．５％、Ｖ：≦０．
１％、Ｎｂ：≦０．０５％、Ｂ：≦０．００１５％、Ｃ
ｕ：≦１．５％の１種または２種以上を含み、残部Ｆｅ
および不可避不純物からなる鋼板の板厚表裏層部からそ
れぞれ板厚の２〜３３％に対応する領域における組織の
平均結晶粒径ｄが３μｍ以下で、かつ、当該組織のビッ
カース硬さＨｖが、次の（１）式を満足することを特徴
とする脆性亀裂伝播停止性能と低温靭性の優れた厚鋼
板。 【数１】 但し、式中において〔Ｃｅｑ％〕＝Ｃ％＋Ｓｉ％／２４
＋Ｍｎ％／６＋（Ｃｕ％＋Ｎｉ％）／１５＋（Ｃｒ％＋
Ｍｏ％＋Ｖ％）／５であり、Ｃ％、Ｓｉ％、Ｍｎ％、Ｃ
ｕ％、Ｎｉ％、Ｃｒ％、Ｍｏ％、Ｖ％はそれぞれＣ、Ｓ
ｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖの重量％であ
る。 - 【請求項３】 重量％で、Ｃ：０．０４〜０．３０％、
Ｓｉ：≦０．５％、Ｍｎ：≦２．０％、Ａｌ：≦０．１
％、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなる鋼片をＡｃ3
変態点以上、１２００℃以下の温度に加熱し、未再結晶
域上限温度＋１５０℃以下での累積圧下率が３０％以上
の圧延を行った後、その段階での板厚の２〜３３％に対
応する上下各表層部の領域をＡｒ3変態点以上の温度か
ら２℃／ｓ以上の冷却速度で冷却を開始し、Ａｒ3変態
点以下で冷却を停止して復熱させることを１回以上経由
させる経過で、最後の冷却後の復熱が終了するまでの間
に、逆変態もしくは未変態のオーステナイトの分率が５
０％未満の組織にて３０％以上の圧延を行って仕上げ圧
延を完了させ、該圧延完丁後の鋼板の前記上下表層域を
Ａｃ3変態点未満に復熱することにより、鋼板の板厚表
裏層からそれぞれ板厚の２〜３３％に対応する領域にお
ける組織の平均結晶粒径ｄが、３μｍ以下で、かつ、当
該組織のビッカース硬さが、次の（１）式を満足するこ
とを特徴とする脆性亀裂伝播停止性能と低温靭性の優れ
た厚鋼板の製造方法。 【数１】 但し、式中において〔Ｃｅｑ％〕＝Ｃ％＋Ｓｉ％／２４
＋Ｍｎ％／６であり、Ｃ％、Ｓｉ％及びＭｎ％はそれぞ
れＣ、Ｓｉ、Ｍｎの重量％である。 - 【請求項４】 重量％で、Ｃ：０．０４〜０．３０％、
Ｓｉ：≦０．５％、Ｍｎ：≦２．０％、Ａｌ：≦０．１
％、 更に、Ｔｉ：０．００１〜０．１０％、Ｃｒ：≦０．５
％、Ｎｉ：≦１．０％、Ｍｏ：≦０．５％、Ｖ：≦０．
１％、Ｎｂ：≦０．０５％、Ｂ：≦０．００１５％、Ｃ
ｕ：≦１．５％の１種または２種以上を含み、残部Ｆｅ
および不可避不純物からなる鋼片をＡｃ3変態点以上、
１２００℃以下の温度に加熱し、未再結晶域上限温度＋
１５０℃以下での累積圧下率が３０％以上の圧延を行っ
た後、その段階での板厚の２〜３３％に対応する上下各
表層部の領域をＡｒ3変態点以上の温度から２℃／ｓ以
上の冷却速度で冷却を開始し、Ａｒ3変態点以下で冷却
を停止して復熱させることを１回以上経由させる経過
で、最後の冷却後の復熱が終了するまでの間に、逆変態
もしくは未変態のオーステナイトの分率が５０％未満の
組織にて３０％以上の圧延を行って仕上げ圧延を完了さ
せ、該圧延完丁後の鋼板の前記上下表層域をＡｃ3変態
点未満に復熱することにより、鋼板の板厚表裏層からそ
れぞれ板厚の２〜３３％に対応する領域における組織の
平均結晶粒径ｄが３μｍ以下で、かつ、当該組織のビッ
カース硬さが、次の（１）式を満足することを特徴とす
る脆性亀裂伝播停止性能と低温靭性の優れた厚鋼板の製
造方法。 【数１】 但し、式中において〔Ｃｅｑ％〕＝Ｃ％＋Ｓｉ％／２４
＋Ｍｎ％／６＋（Ｃｕ％＋Ｎｉ％）／１５＋（Ｃｒ％＋
Ｍｏ％＋Ｖ％）／５であり、Ｃ％、Ｓｉ％、Ｍｎ％、Ｃ
ｕ％、Ｎｉ％、Ｃｒ％、Ｍｏ％、Ｖ％はそれぞれＣ、Ｓ
ｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖの重量％であ
る。 - 【請求項５】 重量％で、Ｃ：０．０４〜０．３０％、
Ｓｉ：≦０．５％、Ｍｎ：≦２．０％、Ａｌ：≦０．１
％、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなる鋼片をＡｃ3
変態点以上、１２００℃以下の温度に加熱し、未再結晶
域上限温度＋１５０℃以下での累積圧下率が３０％以上
の圧延を行った後、その段階での板厚の２〜３３％に対
応する上下各表層部の領域をＡｒ3変態点以上の温度か
ら２℃／ｓ以上の冷却速度で冷却を開始し、Ａｒ3変態
点以下で冷却を停止して復熱させることを１回以上経由
させる経過で、最後の冷却後の復熱が終了するまでの間
に、逆変態もしくは未変態のオーステナイトの分率が５
０％未満の組織にて３０％以上の圧延を行って仕上げ圧
延を完了させ、該圧延完丁後の鋼板の前記上下表層域を
Ａｃ3変態点未満に復熱させた後、引き続き６０℃／ｓ
以下の冷却速度で６５０℃以下の温度まで冷却すること
により、鋼板の板厚表裏層からそれぞれ板厚の２〜３３
％に対応する領域における組織の平均結晶粒径ｄが、３
μｍ以下で、かつ、当該組織のビッカース硬さが、次の
（１）式を満足することを特徴とする脆性亀裂伝播停止
性能と低温靭性の優れた厚鋼板の製造方法。 【数１】 但し、式中において〔Ｃｅｑ％〕＝Ｃ％＋Ｓｉ％／２４
＋Ｍｎ％／６であり、Ｃ％、Ｓｉ％及びＭｎ％はそれぞ
れＣ、Ｓｉ、Ｍｎの重量％である。 - 【請求項６】 重量％で、Ｃ：０．０４〜０．３０％、
Ｓｉ：≦０．５％、Ｍｎ：≦２．０％、Ａｌ：≦０．１
％、 更に、Ｔｉ：０．００１〜０．１０％、Ｃｒ：≦０．５
％、Ｎｉ：≦１．０％、Ｍｏ：≦０．５％、Ｖ：≦０．
１％、Ｎｂ：≦０．０５％、Ｂ：≦０．００１５％、Ｃ
ｕ：≦１．５％の１種または２種以上を含み、残部Ｆｅ
および不可避不純物からなる鋼片をＡｃ3変態点以上、
１２００℃以下の温度に加熱し、未再結晶域上限温度＋
１５０℃以下での累積圧下率が３０％以上の圧延を行っ
た後、その段階での板厚の２〜３３％に対応する上下各
表層部の領域をＡｒ3変態点以上の温度から２℃／ｓ以
上の冷却速度で冷却を開始し、Ａｒ3変態点以下で冷却
を停止して復熱させることを１回以上経由させる経過
で、最後の冷却後の復熱が終了するまでの間に、逆変態
もしくは未変態のオーステナイトの分率が５０％未満の
組織にて３０％以上の圧延を行って仕上げ圧延を完了さ
せ、該圧延完了後の鋼板の前記上下表層域をＡｃ3変態
点未満に復熱させた後、引き続き６０℃／ｓ以下の冷却
速度で６５０℃以下の温度まで冷却することにより、鋼
板の板厚表裏層からそれぞれ板厚の２〜３３％に対応す
る領域における組織の平均結晶粒径ｄが、３μｍ以下
で、かつ、当該組織のビッカース硬さが、次の（１）式
を満足することを特徴とする脆性亀裂伝播停止性能と低
温靭性の優れた厚鋼板の製造方法。 【数１】 但し、式中において〔Ｃｅｑ％〕＝Ｃ％＋Ｓｉ％／２４
＋Ｍｎ％／６＋（Ｃｕ％＋Ｎｉ％）／１５＋（Ｃｒ％＋
Ｍｏ％＋Ｖ％）／５であり、Ｃ％、Ｓｉ％、Ｍｎ％、Ｃ
ｕ％、Ｎｉ％、Ｃｒ％、Ｍｏ％、Ｖ％はそれぞれＣ、Ｓ
ｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖの重量％であ
る。 - 【請求項７】 重量％で、Ｃ：０．０４〜０．３０％、
Ｓｉ：≦０．５％、Ｍｎ：≦２．０％、Ａｌ：≦０．１
％、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなる鋼片をＡｃ3
変態点以上、１２００℃以下の温度に加熱し、未再結晶
域上限温度＋１５０℃以下での累積圧下率が３０％以上
の圧延を行った後、その段階での板厚の２〜３３％に対
応する上下各表層部の領域をＡｒ3変態点以上の温度か
ら２℃／ｓ以上の冷却速度で冷却を開始し、Ａｒ3変態
点以下で冷却を停止して復熱させることを１回以上経由
させる経過で、最後の冷却後の復熱が終了するまでの間
に、逆変態もしくは未変態のオーステナイトの分率が５
０％未満の組織にて３０％以上の圧延を行って仕上げ圧
延を完了させ、該圧延完丁後の鋼板の前記上下表層域を
Ａｃ3変態点未満に復熱させた後、引き続き６０℃／ｓ
以下の冷却速度で６５０℃以下の温度まで冷却し、つい
で、Ａｃ1変態点以下で焼戻しすることにより、鋼板の
板厚表裏層からそれぞれ板厚の２〜３３％に対応する領
域における組織の平均結晶粒径ｄが、３μｍ以下で、か
つ、当該組織のビッカース硬さＨｖが、次の（１）式を
満足することを特徴とする脆性亀裂伝播停止性能と低温
靭性の優れた厚鋼板の製造方法。 【数１】 但し、式中において〔Ｃｅｑ％〕＝Ｃ％＋Ｓｉ％／２４
＋Ｍｎ％／６であり、Ｃ％、Ｓｉ％及びＭｎ％はそれぞ
れＣ、Ｓｉ、Ｍｎの重量％である。 - 【請求項８】 重量％で、Ｃ：０．０４〜０．３０％、
Ｓｉ：≦０．５％、Ｍｎ：≦２．０％、Ａｌ：≦０．１
％、 更に、Ｔｉ：０．００１〜０．１０％、Ｃｒ：≦０．５
％、Ｎｉ：≦１．０％、Ｍｏ：≦０．５％、Ｖ：≦０．
１％、Ｎｂ：≦０．０５％、Ｂ：≦０．００１５％、Ｃ
ｕ：≦１．５％の１種まは２種以上を含み、残部Ｆｅお
よび不可避不純物からなる鋼片をＡｃ3変態点以上、１
２００℃以下の温度に加熱し、未再結晶域上限温度＋１
５０℃以下での累積圧下率が３０％以上の圧延を行った
後、その段階での板厚の２〜３３％に対応する上下各表
層部の領域をＡｒ3変態点以上の温度から２℃／ｓ以上
の冷却速度で冷却を開始し、Ａｒ3変態点以下で冷却を
停止して復熱させることを１回以上経由させる経過で、
最後の冷却後の復熱が終了するまでの間に、逆変態もし
くは未変態のオーステナイトの分率が５０％未満の組織
にて３０％以上の圧延を行って仕上げ圧延を完了させ、
該圧延完了後の鋼板の前記上下表層域をＡＣ3変態点未
満に後熱させた後、引き続き６０℃／ｓ以下の冷却速度
で６５０℃以下の温度まで冷却し、次いで、Ａｃ1変態
点以下で焼戻しすることにより、鋼板の板厚表層からそ
れれぞれ板厚の２〜３３％に対応する領域における組織
の平均結晶粒径ｄが、３μｍ以下で、かつ、当該組織の
ビッカース硬さが、次の（１）式を満足することを特徴
とする脆性亀裂伝播停止性能と低温靭性の優れた厚鋼板
の製造方法。 【数１】 但し、式中において〔Ｃｅｑ％〕＝Ｃ％＋Ｓｉ％／２４
＋Ｍｎ％／６＋（Ｃｕ％＋Ｎｉ％）／１５＋（Ｃｒ％＋
Ｍｏ％＋Ｖ％）／５であり、Ｃ％、Ｓｉ％、Ｍｎ％、Ｃ
ｕ％、Ｎｉ％、Ｃｒ％、Ｍｏ％、Ｖ％はそれぞれＣ、Ｓ
ｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖの重量％であ
る。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP27289096A JPH10102183A (ja) | 1996-09-25 | 1996-09-25 | 脆性亀裂伝播停止特性と低温靭性の優れた厚鋼板とその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP27289096A JPH10102183A (ja) | 1996-09-25 | 1996-09-25 | 脆性亀裂伝播停止特性と低温靭性の優れた厚鋼板とその製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH10102183A true JPH10102183A (ja) | 1998-04-21 |
Family
ID=17520190
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP27289096A Pending JPH10102183A (ja) | 1996-09-25 | 1996-09-25 | 脆性亀裂伝播停止特性と低温靭性の優れた厚鋼板とその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH10102183A (ja) |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2005329461A (ja) * | 2004-04-21 | 2005-12-02 | Nippon Steel Corp | 脆性き裂伝播停止特性に優れた溶接鋼構造物およびその製造方法 |
| JP2010090406A (ja) * | 2008-10-03 | 2010-04-22 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 低降伏比低温用鋼、およびその製造方法 |
| KR101056336B1 (ko) | 2008-06-19 | 2011-08-11 | 가부시키가이샤 고베 세이코쇼 | 취성 균열 전파 정지 특성이 우수한 후강판 및 그 제조 방법 |
| CN114410936A (zh) * | 2021-12-31 | 2022-04-29 | 苏州大学 | 一种止裂钢材及其制备方法 |
-
1996
- 1996-09-25 JP JP27289096A patent/JPH10102183A/ja active Pending
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2005329461A (ja) * | 2004-04-21 | 2005-12-02 | Nippon Steel Corp | 脆性き裂伝播停止特性に優れた溶接鋼構造物およびその製造方法 |
| JP4505368B2 (ja) * | 2004-04-21 | 2010-07-21 | 新日本製鐵株式会社 | 脆性き裂伝播停止特性に優れた溶接鋼構造物およびその製造方法 |
| KR101056336B1 (ko) | 2008-06-19 | 2011-08-11 | 가부시키가이샤 고베 세이코쇼 | 취성 균열 전파 정지 특성이 우수한 후강판 및 그 제조 방법 |
| JP2010090406A (ja) * | 2008-10-03 | 2010-04-22 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 低降伏比低温用鋼、およびその製造方法 |
| CN114410936A (zh) * | 2021-12-31 | 2022-04-29 | 苏州大学 | 一种止裂钢材及其制备方法 |
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