JP3314295B2 - 低温靱性に優れた厚鋼板の製造方法 - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】本発明は低温靱性に優れた厚鋼板
の製造方法に関するものである。

【０００２】

【従来の技術】厚鋼板は構造物として用いられるため、
構造物の安全性確保の観点から低温靱性を要求される場
合が多い。厚鋼板において、低温靱性を向上させる方法
は種々提案されているが、Ｎｉのような高価な合金元素
を用いずに、他の特性劣化を生じることなく低温靱性を
向上させる方法としては、フェライト（α）結晶粒径の
微細化が代表的である。

【０００３】α粒径の微細化方法として、従来から種々
の方法が提案されている。代表的な方法としては、例え
ば、特公昭４９−７２９１号公報、特公昭５７−２１０
０７号公報、特公昭５９−１４５３５号公報等に示され
ているように、オーステナイト（γ）の未再結晶温度域
において制御圧延を行い、引き続いて加速冷却を行うこ
とによるγからαへの変態時にαを微細化する方法が提
案されている。これらのような、γからαへの変態を利
用する方法では、γが粗大な場合は未再結晶域圧延の有
効活用によりγ／α変換比（変態前γ粒径／変態後α粒
径）を高めることが可能であるが、γ粒径が微細になる
と、γ／α変換比は１に近づくため、αの微細化の程度
は飽和するようになる。従って、γからαへの変態を介
したαの微細化による方法では、その程度はγの微細化
の程度に規制されるため、α粒径の飛躍的な微細化は望
めない。

【０００４】制御圧延の温度域をγ／α二相域にまで拡
大した、いわゆる二相域圧延による強度・靱性改善技術
も提案されている。例えば、特公昭５８−５９６７号公
報には、成分や圧下条件の工夫等により二相域圧延に特
徴的なセパレーションの発生を抑制して靱性向上を計る
技術が開示されている。しかし、従来の二相域圧延技術
ではα粒径は制御圧延で得られるα粒径と同程度であ
り、セパレーションの発生による３軸応力の低減効果を
用いて初めて大幅な靱性向上が計られる。

【０００５】また、圧延等の熱間加工によらずに、熱処
理によってα粒径の微細化を計る方法も示されている。
例えば、〔鉄と鋼、第７７年、第１号、１９９１、第１
７１〜１７８頁〕に示されているように、Ｖ、Ｎを通常
よりも多量に添加することによりγの微細化を計るとと
もに、変態時のγ／α変換比を増大させて、焼ならし処
理で微細なα組織とする方法が開発されている。しか
し、この方法で微細なα組織を得るためには、Ｖを０．
０１％以上、Ｎも０．０１％以上添加する必要があり、
到達できるα粒径も５μｍ程度である。

【０００６】さらに、〔材料とプロセス、第３年、第６
号、１９９０、第１７９６頁〕には、γ／α変態の繰り
返しを含む複雑な加工熱処理により粒径が３μｍ以下の
超細粒鋼を得る方法が開示されている。この方法は、制
御圧延後、加速冷却を行い、５００℃程度で加速冷却を
停止した後、室温まで冷却することなく９００℃に再加
熱し、所定の温度で熱間圧延を行うことにより超細粒鋼
を得るものであるが、α粒径は冷却停止温度の影響を強
く受け、冷却停止温度が５００℃のごく近傍以外では粒
径が３μｍ以下の超細粒αは得られておらず、工業的に
安定して製造することは困難であると考えられる。

【０００７】従って、上記の従来方法では、いずれも生
産性の劣化や熱処理工程の増加、さらには合金元素の増
加等、コスト上昇が避けられない。また、安定して得ら
れるα粒径は一部の実験的手法を除けば１０μｍ程度で
あり、厳密に制御された複雑な工程によっても５μｍ程
度が限界で、それ以上のαの微細化による大幅な靱性向
上は望めない。

【０００８】

【発明が解決しようとする課題】本発明は、高価な合金
元素の多量の添加や、生産性の劣る工程や複雑な工程を
行わずに、生産性が高く、平均α粒径が３μｍ以下で混
粒度が小さい整粒の超細粒α組織を有する低温靱性の優
れた厚鋼板の製造方法を提供することを目的とする。

【０００９】

【課題を解決するための手段】本発明者らは、従来の代
表的細粒化方法であるγ／α変態では限界があることか
ら、αの熱間加工によるαの回復・再結晶を利用する方
法に注目し、αの熱間加工挙動を詳細に調査することに
よりαの超細粒化のための手段を見出し、本発明を完成
するに至ったものである。

【００１０】すなわち、本発明の要旨とするところは、
以下に示す第１から第４の発明にある。

【００１１】

【００１２】〔第１の発明〕 重量％で、Ｃ：０．０１〜０．２０％、Ｓｉ：０．０３
〜１．０％、Ｍｎ：０．３０〜２．０％、Ａｌ：０．０
０５〜０．１％、Ｎ：０．００１〜０．０１％を含有
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、次いでオ
ーステナイト域で、累積圧下率が２０〜７０％である粗
圧延を９００〜８００℃の温度で終了した後、仕上圧延
としての二相域圧延温度に至るまで０．１〜５℃／秒の
冷却速度で冷却し、かくして得られた鋼板の平均フェラ
イト粒径が、続いての仕上圧延としての二相域圧延開始
前において１５μｍ以下でかつフェライト分率が面積率
で５０〜９０％である状態となした後、累積圧下率が５
０〜９０％である前記二相域仕上圧延を６５０〜７５０
℃の温度で終了することを特徴とする低温靱性に優れた
厚鋼板の製造方法。

【００１３】〔第２の発明〕 さらに、 Ｃｒ：０．０１〜０．５０％、Ｎｉ：０．０１〜３．０
％、Ｍｏ：０．０１〜０．５０％、Ｃｕ：０．０１〜
１．５％、Ｔｉ：０．００３〜０．１０％、Ｖ：０．０
０５〜０．２０％、Ｎｂ：０．００３〜０．０５％、
Ｂ：０．０００３〜０．００２０％、Ｃａ：０．０００
５〜０．００５％、ＲＥＭ：０．０００５〜０．０１％
の１種または２種以上を含有することを特徴とする第１
の発明記載の低温靱性に優れた厚鋼板の製造方法。

【００１４】〔第３の発明〕 仕上圧延終了後、引き続いて５〜５０℃／秒の冷却速度
で５５０〜２０℃まで加速冷却することを特徴とする第
１または第２の発明に記載の低温靱性に優れた厚鋼板の
製造方法。 〔第４の発明〕 仕上圧延終了後、引き続いて５〜５０℃／秒の冷却速度
で５５０〜２０℃まで加速冷却した後、６００〜４００
℃で焼戻すことを特徴とする第１または第２の発明に記
載の低温靱性に優れた厚鋼板の製造方法。

【００１５】

【作用】以下に本発明について、実験結果に基づいて詳
細に説明する。本発明は、従来の達成レベルを凌駕する
αの細粒化の手段として、加工αの回復・再結晶による
方法を用いている点に特徴を有する。すなわち、γ／α
二相域で加工を加えることにより得られるαを、加工後
回復・再結晶せしめ、実質的なαの超細粒化を計る。そ
の場合、生産性を阻害せず、かつ均一な整細粒とするた
めには加工後のαの回復・再結晶は再加熱熱処理のよう
な方法ではなく、圧延後の冷却中、好ましくは圧延中あ
るいは直後に生じさせる方が有利となる。ただし、一般
的に二相域圧延を施した鋼材はαマトリクスの転位密度
が高いためにαマトリクスの靱性は劣化する。すなわ
ち、二相域圧延によるセパレーションの導入を介した靱
性向上効果と相殺しあって靱性向上には限度がある。従
って、二相域圧延を基本とした製造方法による場合はα
を超細粒化すると同時にマトリクスの転位密度の減少を
図る必要があると考えられる。しかしながら、αの直接
加工による細粒化であるが故に加工は必然的にαが主体
の組織となる温度域で行う必要があり、通常の圧延のよ
うな冷却過程でαを一定量以上生成させようとすると必
然的に温度が低下するため、圧延中あるいはその後の冷
却中に転位の大幅な減少を図ることは容易ではない。

【００１６】二相域圧延においてαを超細粒化するため
には、αに一定量以上の転位を導入して回復・再結晶の
駆動力を与えることが前提となる。その一方で、最終的
にはマトリクス中に残存する転位を極力低減する必要が
ある。この両方の条件を同時に満足するための手段を検
討した結果、二相域圧延前のα粒径の微細化を図ること
が最も重要な点であることを知見するに至った。すなわ
ち、加工前のα粒径が微細であると、同じ転位密度でも
回復・再結晶が容易に生じるため、残留する転位密度が
その分低減し、さらに達成されるα粒径も加工率が同じ
であれば加工前のα粒径とほぼ比例関係にあることが判
明した。従って、靱性改善に有効な、マトリクス中の転
位密度の低い超細粒α組織を得るための製造条件は、回
復・再結晶を生じさせるために必要な二相域圧延の累積
圧下率と最終的な転位密度に大きな影響を及ぼし、かつ
最終α粒径に大きな影響を及ぼす加工前のα粒径、さら
に最終組織中の二相域圧延によって形成された面積率で
表されるαの割合（以下、α分率という）を決定する二
相域圧延に入る前のα分率を適正に組み合わせることで
達成される。

【００１７】図１は化学組成がＣ：０．１５％、Ｓｉ：
０．２％、Ｍｎ：１．２％、Ｎｂ：０．００６％、Ｔ
ｉ：０．０１％、Ｎ：０．００３２％の鋼を１１５０℃
に加熱し、γ域の圧延条件（圧下率１０〜８０％、圧下
温度１０００〜８００℃）や冷却条件（冷却速度０．１
〜５℃／秒）によって二相域圧延に入る前のα粒径を種
々変化させた場合の二相域圧延後のαの状態と二相域圧
延の累積圧下率および二相域圧延前のα粒径との関係を
調べた図である。なお、二相域圧延前のα分率は６０〜
７５％の範囲に制御し、二相域圧延後は冷却速度が約２
０℃／秒になるように調整して、およそ６５０℃から室
温まで加速冷却を行い、板厚中心部の組織を観察した。
αの形態はナイタール腐食組織を光学顕微鏡により観察
して判定し、α粒径は走査型電子顕微鏡により倍率３５
００倍の写真を用いて測定した。

【００１８】図１によれば、二相域圧延開始前のα粒径
が微細になるにともなって、また二相域圧延の累積圧下
率が大きくなるにともなって、二相域圧延後の最終α組
織は均一かつ微細化する。これは二相域圧延開始前のα
粒径が微細なほど同じ累積圧下率でも回復・再結晶が容
易となるためである。別途、低温靱性との関係および電
子顕微鏡組織を調査した結果によれば、観察されるα粒
が伸長粒（展伸度１．５以上）あるいは混粒（展伸度
１．５以上の伸長粒の割合が３０％以上）であると、α
マトリクス中の転位の回復が十分でないため、同じ結晶
粒径でも低温靱性の改善が明確に現れない。

【００１９】従って、低温靱性を顕著に改善するために
はαを超細粒化すると同時に伸長粒の割合を極力低減す
る必要がある。図１から、二相域圧延後の最終αを微細
かつ伸長粒を含まない整粒組織とするためには、二相域
圧延開始前のα粒径と二相域圧延の累積圧下率の両方を
適正化する必要があることが明らかになった。累積圧下
率を大きくすれば平均的な粒径は微細化するが、累積圧
下率が７０％以上でも二相域圧延前のα粒径が１７μｍ
程度以上に粗大であると、混粒組織となり、顕著な靱性
向上は期待できない。

【００２０】α二相域圧延前のα分率が６０％以上の場
合については、図１に示すようなαの超細粒化が期待で
きるが、α分率が大幅に少ないと、大部分のαはγから
の変態によって生じるようになるため、一部のαが如何
に二相域圧延によって如何に超細粒化しても、組織全体
の均一な超細粒化は望めない。本発明は以上の研究結果
に基づいてなされたものであり、本発明により鋼板の全
厚にわたって均一に安定して平均粒径で３μｍ以下のα
粒径の組織とすることで、低温靱性がシャルピー衝撃試
験の破面遷移温度で−１００℃以下、ＤＷＴＴ試験の８
５％破面遷移温度でも−９０℃以下の非常に優れた低温
靱性が達成できることが明らかとなった。

【００２１】以下に、各製造条件の限定理由を詳細に述
べる。先ず、本発明においては、鋼片の加熱温度をＡｃ
₃ 変態点以上、１２００℃以下の範囲とした。これは加
熱温度がＡｃ₃ 変態点未満では溶体化が十分行われず、
１２００℃を超える高い加熱温度では加熱γ粒径が極端
に粗大になって、その後の圧延によって二相域圧延開始
前のα粒を微細化することが困難になるおそれがあるた
めである。

【００２２】二相域圧延に入る前のα粒径を微細化する
ことが本発明の最も重要な点のひとつである。図１に基
づいて、現実的にとり得る二相域圧下率の範囲を勘案し
て、二相域圧延開始前のα粒径としては１５μｍ以下と
する。二相域圧延に入る前のαを微細化する手段として
は、鋼片再加熱温度の低下、γ域圧延の条件の適正化、
加速冷却、化学成分の工夫等、種々考えられるので特に
限定する必要はないが、本発明においては所望のα粒径
を達成するために累積圧下率が２０〜７０％の圧延を９
００〜８００℃の温度で終了し、さらに粗圧延終了後、
仕上圧延としての二相域圧延開始までを冷却速度が０．
１〜５℃／秒の条件で冷却する。これは、本発明の成
分、加熱条件範囲においてはγ域での圧延を累積圧下率
が２０〜７０％で圧延終了温度が９００〜８００℃の範
囲であれば、γ粒が細粒化し、かつ未再結晶域圧延によ
る効果も重畳し、その後の二相域圧延温度までの冷却速
度が０．１〜５℃／秒の範囲であれば、α粒径は１５μ
ｍ以下になるためである。

【００２３】また、二相域圧延に入る段階でのα分率も
重要であるが、二相域圧延中での誘起変態も考慮する
と、圧延開始前のα分率として５０％以上確保できれば
最終組織においてαを均一に超細粒化し得る。α分率の
上限は９０％に規定するが、これはわずかに残存してい
る硬質のγ相がαの加工を均一化して整細粒化する上で
有効であり、その効果を発揮するためにはγは１０％以
上ある方が好ましいためである。また、付随的にはαが
９０％以上になるまで冷却すると実質的にはαが回復・
再結晶できる下限温度以下となってしまう。

【００２４】二相域圧延の累積圧下率については、図１
に基づいて、二相域圧延前のα粒径が１５μｍ以下を前
提として、安定して超細粒が得られるための必要条件と
して５０％以上とする。二相域圧延の場合、圧延温度は
必然的に低く、圧延中の短時間での再結晶は生じないた
め、累積圧下率のみを規定すればよく、各圧延パスの量
や組み合わせの仕方、パス間時間等は問わない。二相域
圧延の累積圧下率は大きいほど細粒化に有効ではある
が、９０％を超える圧下を施しても効果が飽和するの
と、圧延時間が長くなり、仕上温度確保が実質的に困難
となるため、経済性を考慮して上限は９０％とする。

【００２５】ただし、二相域圧延の終了温度が低くすぎ
ると、如何に二相域圧延前のα粒径を微細化しても、圧
延後のαの回復・再結晶が十分進行せず、超細粒化やα
マトリクス中の転位の低減が不十分となるため、α粒径
が１５μｍ以下でかつ累積圧下率が５０％以上という条
件下で回復・再結晶が進行する下限温度として、実験温
度に基づいて、二相域圧延終了温度は６５０℃以上とす
る。また、二相域圧延の終了温度の上限は７５０℃とす
る。二相域圧延では加工発熱により圧延開始よりも終了
温度が上昇する場合がある。この場合、温度が上昇しす
ぎると得られた超細粒αが成長し、粗大かつ混粒となる
ため、これを防ぐのに十分な終了温度として、実験結果
に基づいて終了温度の上限は７５０℃とした。

【００２６】また、以下に述べるように、二相域圧延後
の冷却条件としては、所望の特性に応じて加速冷却する
ことも可能であるが、その際に、二相域圧延終了後から
加速冷却開始までの時間が極端に短いと、回復・再結晶
が十分進行しないことが懸念される。実際の製造結果に
よれば、実際の鋼板製造における圧延終了から加速冷却
のための冷却設備までの搬送時間内に十分に回復・再結
晶は進行する。この回復・再結晶のための時間は２０秒
以上確保することが好ましい。

【００２７】二相域圧延終了後の鋼板の熱履歴として
は、圧延終了時に生成した組織が保存される範囲内で
は、所望の機械的性質を得るために、様々な熱履歴を受
けることが可能である。すなわち、圧延後、そのまま放
冷しても、あるいは圧延後、加速冷却しても、あるいは
加速冷却後、焼戻し処理を施してもよい。ただし、加速
冷却する場合は加速冷却の効果を発揮させるために、冷
却速度は５℃／秒以上が必要である。一方、冷却速度が
５０℃／秒を超えても組織制御、機械的性質の改善効果
は飽和するため、加速冷却における冷却速度の範囲は５
〜５０℃／秒とする。

【００２８】また、同様の理由から加速冷却は５５０℃
以下まで行う必要があるが、機械的性質に影響を及ぼす
冶金因子が変化するのは実質的には室温付近であるの
で、冷却停止温度の下限は２０℃とする。また、加速冷
却後、強度の調整、靱性の改善等のために焼戻しを施す
場合は、圧延によって得られた超細粒組織を保存する必
要性から、焼戻し温度は６００℃以下に限定する必要が
ある。ただし、本発明の成分、組織範囲においては、焼
戻しによる機械的性質の改善は４００℃以上から期待さ
れるため、焼戻し温度の範囲は４００〜６００℃とす
る。

【００２９】以上が、製造条件に関する本発明の限定理
由であるが、所望の強度および低温靱性を確保するため
には製造方法だけでなく、化学成分も適正範囲内とする
必要がある。以下に、本発明における化学成分の限定理
由を述べる。先ず、Ｃは鋼の強度を向上させる有効な成
分として添加するもので、０．０１％未満では構造用鋼
に必要な強度の確保が困難であり、また０．２０％を超
える過剰の添加は靱性や耐溶接割れ性などを著しく低下
させるので、０．０１〜０．２０％の範囲とした。

【００３０】次に、Ｓｉは脱酸元素として、また母材の
強度確保に有効な元素である。０．０３％未満の添加で
は脱酸が不十分となり、また強度確保に不利である。逆
に、１．０％を超える過剰の添加は粗大な酸化物を形成
して延性や靱性劣化を招く。このため、Ｓｉの範囲は
０．０３〜１．０％とした。また、Ｍｎは母材の強度、
靱性の確保に必要な元素であり、最低限０．３０％以上
添加する必要があるが、溶接部の靱性、割れ性など材質
上許容できる範囲で上限を２．０％とした。

【００３１】Ａｌは脱酸、γ粒径の細粒化等に有効な元
素であり、効果を発揮するためには０．００５％以上含
有する必要があるが、０．１％を超えて過剰に添加する
と、粗大な酸化物を形成して延性を極端に劣化させるた
め、０．００５〜０．１％の範囲に限定する必要があ
る。ＮはＡｌやＴｉと結びついてγ粒微細化に有効に働
くが、その効果が明確になるためには０．００１％以上
含有させる必要がある。一方、過剰に添加すると固溶Ｎ
が増加して靱性に悪影響を及ぼすので、許容できる範囲
として上限を０．０１％とする。

【００３２】以上が本発明における基本成分であるが、
所望の強度レベルに応じて母材強度の上昇、靱性確保の
目的から、必要に応じて、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｔ
ｉ、Ｖ、Ｎｂ、Ｂ、Ｃａ、ＲＥＭの１種または２種以上
を含有することができる。先ず、ＣｒおよびＭｏはいず
れも母材の強度向上に有効な元素であるが、明瞭な効果
を生じるためには０．０１％以上が必要であり、一方、
０．５０％を超えて添加すると、靱性が劣化する傾向を
有するため、０．０１〜０．５０％の範囲とする。

【００３３】また、Ｎｉは母材の強度と靱性を同時に向
上でき、非常に有効な元素であるが、効果を発揮させる
ためには０．０１％以上含有させる必要がある。含有量
が多くなると強度、靱性は向上するが、３．０％を超え
て添加しても効果が飽和するためと、Ａｒ₃ 変態点が極
端に低下して、本発明の条件である二相域圧延前のα量
５０％以上と、二相域圧延終了温度６５０℃以上を同時
に満足することができなくなるため、経済性も考慮し
て、上限を３．０％とする。

【００３４】次に、ＣｕもほぼＮｉと同様の効果を有す
るが、１．５％超の添加では熱間加工性に問題を生じる
ため、０．０１〜１．５％の範囲に限定する。Ｔｉは析
出強化により母材強度向上に寄与するとともに、ＴｉＮ
の形成によりγ粒微細化にも有効な元素であるが、効果
を発揮させるためには０．００３％以上の添加が必要で
ある。一方、０．１０％を超えると、Ａｌと同様、粗大
な酸化物を形成して靱性や延性を劣化させるため、上限
を０．１０％とする。

【００３５】ＶおよびＮｂはいずれも主として析出強化
により母材の強度向上に寄与するが、過剰に添加すると
靱性を劣化させる。従って、靱性の劣化を招かずに、効
果を発揮できる範囲として、Ｖは０．００５〜０．２０
％、Ｎｂは０．００３〜０．０５％とする。Ｂは０．０
００３％以上のごく微量添加で鋼材の焼入れ性を高めて
強度上昇に非常に有効であるが、過剰に添加するとＢＮ
を形成して、逆に焼入れ性を落としたり、靱性を大きく
劣化させるため、上限を０．００２０％とする。

【００３６】ＣａおよびＲＥＭはいずれも機械的性質の
異方性改善や耐ラメラティア特性改善に有効な元素であ
る。Ｃａの場合は、０．０００５％未満では効果が明確
ではなく、０．００５％超では介在物が粗大となって靱
性、延性に悪影響を及ぼすおそれがあるため、０．００
０５〜０．００５％の範囲とする。ＲＥＭの場合は、
０．０００５％未満では効果が明確ではなく、０．０１
％超ではＣａと同様、介在物が粗大となって靱性、延性
に悪影響を及ぼすおそれがあるため、０．０００５〜
０．０１％の範囲とする。

【００３７】次に、本発明の効果を実施例によってさら
に具体的に述べる。

【００３８】

【実施例】実施例に用いた供試鋼の化学成分を表１に示
す。各供試鋼は造塊後、分塊圧延により、あるいは連続
鋳造により鋼片となした。表１の内、鋼番１〜１５は本
発明の化学成分範囲を満足しており、鋼番１６〜１８は
本発明の化学成分範囲を外れている。

【００３９】表１の化学成分の鋼片を表２、表３（表２
のつづき−１）、表４（表２のつづき−２）に示す条件
により鋼板に製造し、強度、シャルピー衝撃特性、ＤＷ
ＴＴ特性を調査した。試験片は全て板厚中心部から圧延
方向に直角（Ｃ方向）に採取した。シャルピー衝撃特性
は５０％破面遷移温度（ｖＴｒｓ）で、またＤＷＴＴ特
性は８５％延性破面遷移温度（８５％ＦＡＴＴ）でそれ
ぞれ評価した。強度、靱性の試験結果も表２〜表４に示
す。

【００４０】

【表１】

【００４１】

【表２】

【００４２】

【表３】

【００４３】

【表４】

【００４４】表２〜表４において、試験Ｎｏ．Ａ１〜Ａ
２０はいずれも本発明に従って製造した鋼板であり、全
て最終的に得られたα組織は整粒でかつ平均粒径は２．
５μｍ以下となっており、安定して平均粒径３μｍ以下
の超細粒組織が得られている。靱性値はｖＴｒｓで−１
１０℃以下、ＤＷＴＴ試験の８０％ＦＡＴＴで−９０℃
以下が達成されている。

【００４５】一方、試験Ｎｏ．Ｂ１〜Ｂ７は比較例であ
り、いずれかの条件が本発明の限定範囲を外れているた
め、本発明例に比べてシャルピー衝撃特性、ＤＷＴＴ特
性ともにはるかに劣る。すなわち、試験Ｎｏ．Ｂ１は鋼
片の加熱温度が高すぎ、二相域圧延前のα粒径が粗大な
ため、十分な超細粒化が計れていない。

【００４６】試験Ｎｏ．Ｂ２も二相域圧延前のフェライ
ト粒径が粗大なため、十分な超細粒化が計られておら
ず、靱性が劣る。試験Ｎｏ．Ｂ３は二相域加工前のα分
率が小さいため、γから変態するαの比率が多くなり、
超細粒化が計れていない。試験Ｎｏ．Ｂ４は二相域圧延
の累積圧下率が小さいため、αの回復・再結晶が十分で
なく、靱性も改善されない。

【００４７】試験Ｎｏ．Ｂ５〜Ｂ７は化学成分が本発明
の範囲を外れているため、超細粒化が達成されなかった
り、他の靱性劣化要因のために低温靱性が劣る。以上の
実施例からも、本発明により安定して超細粒組織が達成
され、それにより非常に良好な低温靱性が得られること
が明白である。

【００４８】

【発明の効果】本発明は、高価な合金元素を用いたり、
複雑な熱履歴により生産性を低下させることなく、低温
靱性の良好な厚鋼板を製造できる画期的な方法であり、
製造コストの低減、構造物としての安全性の向上等、産
業上の効果は極めて大きい。

【図面の簡単な説明】

【図１】二相域圧延条件とαの形態、粒径との関係を示
す図である。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 地主 修一 大分市大字西ノ洲１番地 新日本製鐵株 式会社大分製鐵所内 (56)参考文献 特開 昭62−20822（ＪＰ，Ａ) 特開 平５−202445（ＪＰ，Ａ) 特開 平５−202444（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.⁷，ＤＢ名) C22C 38/00 C21D 8/02 C22C 38/06 C22C 38/54

Claims (4)

(57)【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 重量％で、 Ｃ：０．０１〜０．２０％、 Ｓｉ：０．０３〜１．０％、 Ｍｎ：０．３０〜２．０％、 Ａｌ：０．００５〜０．１％、 Ｎ：０．００１〜０．０１％ を含有し、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、次
   いでオーステナイト域で、累積圧下率が２０〜７０％で
   ある粗圧延を９００〜８００℃の温度で終了した後、仕
   上圧延としての二相域圧延温度に至るまで０．１〜５℃
   ／秒の冷却速度で冷却し、かくして得られた鋼板の平均
   フェライト粒径が、続いての仕上圧延としての二相域圧
   延開始前において１５μｍ以下でかつフェライト分率が
   面積率で５０〜９０％である状態となした後、累積圧下
   率が５０〜９０％である前記二相域仕上圧延を６５０〜
   ７５０℃の温度で終了することを特徴とする低温靱性に
   優れた厚鋼板の製造方法。
2. 【請求項２】 さらに、 Ｃｒ：０．０１〜０．５０％、 Ｎｉ：０．０１〜３．０％、 Ｍｏ：０．０１〜０．５０％、 Ｃｕ：０．０１〜１．５％、 Ｔｉ：０．００３〜０．１０％、 Ｖ：０．００５〜０．２０％、 Ｎｂ：０．００３〜０．０５％、 Ｂ：０．０００３〜０．００２０％、 Ｃａ：０．０００５〜０．００５％、 ＲＥＭ：０．０００５〜０．０１％ の１種または２種以上を含有することを特徴とする請求
   項１記載の低温靱性に優れた厚鋼板の製造方法。
3. 【請求項３】 仕上圧延終了後、引き続いて５〜５０℃
   ／秒の冷却速度で５５０〜２０℃まで加速冷却すること
   を特徴とする請求項１または２記載の低温靱性に優れた
   厚鋼板の製造方法。
4. 【請求項４】 仕上圧延終了後、引き続いて５〜５０℃
   ／秒の冷却速度で５５０〜２０℃まで加速冷却した後、
   ６００〜４００℃で焼戻すことを特徴とする請求項１ま
   たは２記載の低温靱性に優れた厚鋼板の製造方法。