JP2001303168A - 脆性亀裂発生特性に優れた鋼板の製造方法 - Google Patents
脆性亀裂発生特性に優れた鋼板の製造方法Info
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- JP2001303168A JP2001303168A JP2000116766A JP2000116766A JP2001303168A JP 2001303168 A JP2001303168 A JP 2001303168A JP 2000116766 A JP2000116766 A JP 2000116766A JP 2000116766 A JP2000116766 A JP 2000116766A JP 2001303168 A JP2001303168 A JP 2001303168A
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Abstract
の発生を抑制し得、更には、−100℃以下の低温靭性
にも優れた鋼板を生産性良く製造することのできる方法
を提供する。 【解決手段】 熱間圧延により、C:0.03〜0.2
%,Si:0.5%以下,Mn:1.8%以下,Al:
0.01〜0.1%,N:0.01%以下を満たし、且
つ、ミクロ組織が実質的にフェライト組織及びパーライ
ト組織より構成されている鋼板を得た後、板厚両表面か
ら夫々板厚の5%以上15%以下の領域を4〜15℃/
sの平均冷却速度で450〜650℃の温度域まで一次
冷却し、次いでAr3変態点以下まで復熱させてから、
1〜10℃/sの平均冷却速度で二次冷却する方法であ
る。
Description
OD:Crack Opening Displacement)特性に優れ、更に
は低温靭性にも優れた鋼板を効率よく製造する方法に関
するものである。本発明によれば、構造物の安全性を確
保するために重要な性能の一つであるCOD特性、更に
は低温靭性にも優れた鋼板を、Ni等の高価な元素を多
量に添加することなく安価に提供することができるので
極めて有用である。
には、鋼板のフェライト(α)結晶粒の微細化が非常に
有効であることは知られている。その代表例として、オ
ーステナイト(γ)の未再結晶温度域において制御圧延
を行った後、加速冷却することによりγからαへの変態
時にα粒を微細化する方法が提案され、実用化されてい
る。上記方法の如く未再結晶温度域圧延後の加速冷却を
利用してα粒を微細化する方法では、冷却速度が速けれ
ば速いほど微細化効果は向上する一方、極度に速くなり
過ぎると第二相が硬質のベイナイトあるいはマルテンサ
イトになる為、却って脆性破壊亀裂発生特性や低温靭性
が低下する恐れがある。
開平2−301540号公報には、鋼を少なくとも一部
がフェライトからなる組織状態としておき、これに塑性
加工を加えつつ変態点(Ac1)以上の温度域に昇温する
か、この昇温に続いてAc1点以上の温度域に一定時間保
持してフェライトからなる組織の一部又は全部を一旦オ
ーステナイトに逆変態させて超微細オーステナイト粒を
出現させ、その後冷却する方法が開示されている。即
ち、上記方法は、鋼板を一旦二相域まで冷却した後、加
工による加工発熱を利用して昇温によるα→γへの逆変
態を利用するものであり、これにより、板厚全断面に対
して結晶粒が微細化される結果、COD特性や低温靭性
は向上すると考えられる。しかしながら上記方法では、
加工発熱若しくは誘導加熱による昇温を利用している
為、線材や薄い熱延鋼板には有効であるが、より厚い板
厚の鋼板に上記方法を適用することは困難であり、たと
え適用し得たとしても、製造コストが高くつくという問
題がある。
は、鋼板を所定温度に加熱し、オーステナイト域で粗圧
延してから、仕上圧延として二層域圧延を650〜75
0℃の温度で終了することにより、板厚方向全断面のα
結晶粒径を微細化する方法が開示されている。即ち、こ
の方法は、圧延温度を二相域まで冷却した後、低温条件
下にて仕上圧延する方法であるが、この方法によれば、
変形抵抗の異なるオーステナイトとフェライトが混在す
る二相域で圧延を施す為、鋼板形状の制御が困難であ
り、鋼板に要求される板厚精度若しくは平坦度が劣化す
る恐れが大きい。
平4−141517等には、強制冷却した鋼板の内部顕
により、鋼板表層部の昇温中による加工を利用した結晶
粒微細化方法が提案されている。ところが上記方法によ
れば、昇温中の圧延を必須工程としている為、昇温待ち
の間は他の材料を圧延することができず、生産性低下の
要因となっている。
目してなされたものであり、その目的は、前述の従来技
術が抱える問題点を伴うことなく、−80℃等の低温環
境下においても構造物の脆性破壊亀裂の発生を抑制し
得、更には、−100℃以下の低温靭性にも優れた鋼板
を生産性良く製造することのできる新規な方法を提供す
ることにある。
発明の製造方法とは、熱間圧延により、C :0.03
〜0.2%,Si:0.5%以下,Mn:1.8%以
下,Al:0.01〜0.1%,N :0.01%以下
を満たし、且つ、ミクロ組織が実質的にフェライト組織
及びパーライト組織より構成されている鋼板を得た後、
板厚両表面から夫々5%以上15%以下の領域を4〜1
5℃/sの平均冷却速度で450〜650℃の温度域ま
で一次冷却し、次いでAr3変態点以下まで復熱させて
から、1〜10℃/sの平均冷却速度で二次冷却すると
ころに要旨を有するものである。
b:0.03%以下,V :0.05%以下,及びB
:0.002%以下よりなる群から選択される少なく
とも一種を含有するもの;更に、Cu:0.5%以下,
及びNi:0.5%以下よりなる群から選択される少な
くとも一種を含有するもの;更に、Cr:0.1%以
下,及びMo:0.1%以下よりなる群から選択される
少なくとも一種を含有するもの;更に、Ca:0.01
%以下,及びZr:0.01%以下よりなる群から選択
される少なくとも一種を含有するものはいずれも本発明
の好ましい態様である。
微細化されたフェライト粒を有する層で構成された鋼板
が得られる為、特に脆性亀裂発生特性に優れたものとな
る。上記方法により得られる鋼板は、通常、板の両表面
部が板厚両表面から夫々5%以上15%以下に亘って、
円相当粒径:4μm以下、アスペクト比:2以下のフェ
ライト粒を有する層で構成されているものである。
心領域のうち板厚の50%以上75%以下の領域をAr
3変態点以上にて冷却を停止すると、低温靭性が高めら
れるので有用である。この方法によれば、通常、板の中
心部が板厚の50%以上75%以下に亘って、円相当平
均粒径:7μm以下、アスペクト比:2以下のフェライ
ト粒を有する層で構成された鋼板が得られることにな
る。
板厚の5%以上15%以下の領域には、Ar3変態点以
上900℃以下の温度範囲でεr≧0.6の残留累積相
当塑性歪を付与し;板厚方向中心領域のうち板厚の50
%以上75%以下の領域には、εr≧0.4の残留累積
相当塑性歪を付与したときには、脆性亀裂発生特性及び
低温靭性が一層向上するので極めて有用である。
は低温靭性にも優れた鋼板を効率よく製造することので
きる新規な方法を提供すべく鋭意研究を重ねてきた。そ
の結果、COD特性の向上には、特に鋼板表層部の組織
を微細なフェライト−パーライト組織に制御することが
有効であり、一方、低温靭性の向上には、特に鋼板中央
部の組織を微細化することが重要であることを突き止
め、かかる三層構造を有する鋼板を、生産性良く製造し
得る製造方法について引続き研究を進めた。その結果、
圧延終了後に二段階に分けて所定の冷却速度で冷却する
ことにより所期の目的が達成されることを見出し、本発
明を完成したのである。
つ本発明について詳細に説明する。
の厚鋼板を用いて実験を重ねたところ、所望の特性が付
与された鋼板を得る為には、板厚全断面を均一に微細化
する必要はなく、COD特性の向上には、鋼板表層部に
おけるフェライト結晶粒の微細化が有効であり、一方、
低温靭性の向上には、板厚中央部(内部)における等軸
フェライト粒の微細化が有効であることを突き止めた。
そして、かかる鋼板を生産性良く製造し得る方法につい
て更に検討を進めてきた。
細化法、即ち、制御圧延及びそれに引続く加速冷却を行
ったところ、冷却速度の増加に伴い結晶粒が微細化する
ことが確認された。ところが本発明者らの検討結果によ
れば、冷却速度を約5℃/s以上にまで高めると、ミク
ロ組織が、所望のフェライト−パーライトではなく、よ
り硬質のベイナイト組織に遷移してしまい、同時に低温
靭性が低下することが明らかになった。
制する為に、未再結晶温度域で圧下し、焼入れ性を低下
させる方法を適用してみた。しかしながら、上記方法を
採用したとしても、冷却速度が約10℃/s以上に高く
なると、やはりベイナイト組織が生成してしまう他、得
られるフェライト結晶粒にしても、6μm程度が限界で
あることが判明した。
に関して加速冷却を有効に活用することを主眼とし、冷
却時のベイナイト相生成に関して調査した結果、ベイナ
イトの生成は瞬時に行われるのではなく或る程度の潜状
時間をおいて開始することを把握した。そこで、この事
実を利用し、冷却後に復熱現象を利用して昇温すれば、
通常よりも高い冷却速度(最大で15℃/s)を適用し
たとしても、低温靭性に有害なベイナイトの生成が抑制
されると共に、粒径が4μm以下の微細フェライト粒が
得られることを見出し、本発明を完成した。
び組織からなる鋼板を得た後、板厚両表面から夫々板厚
の5%以上15%以下の領域を4〜15℃/sの平均冷
却速度で450〜650℃の温度域まで一次冷却し、次
いでAr3変態点以下まで復熱させてから、1〜10℃
/sの平均冷却速度で二次冷却するところに特徴を有す
るものである。この様に本発明法は圧延終了後に一次冷
却→復熱→二次冷却を行うところに最重要ポイントがあ
り、これにより、一次冷却工程における平均冷却速度
を、従来の平均冷却速度(最高でもせいぜい10℃/s
程度)に比べて高めたとしても、有害なベイナイトの生
成を抑制しつつ、微細フェライトを形成し得るというメ
リットが得られる。
厚両表面から夫々板厚の5%以上15%以下の領域(以
下「鋼板表層域」と呼ぶ場合がある)を4〜15℃/s
の平均冷却速度で450〜650℃の温度域まで冷却す
る。本発明法では、上記鋼板表層域を特定の平均冷却速
度で所定温度域まで冷却することが必要であり、これ以
上の表層領域を冷却した場合でも、COD特性の更なる
向上が期待されず、しかも鋼板内部顕熱による復熱は困
難である。
の範囲で冷却を停止する。これにより、未再結晶温度域
圧延によってオーステナイト粒内に導入された歪からの
フェライト核生成が活性化し、粒界フェライト及び粒内
フェライトの生成が相俟って一層微細なフェライト粒が
得られるからである。尚、一次冷却停止温度が650℃
よりも高温の場合、結晶粒の生成は、オーステナイト粒
界からのフェライト粒生成が主となる為、得られるフェ
ライト粒は粗大化してしまう。好ましくは600℃以下
である。一方、一次冷却停止温度が450℃よりも低温
の場合、未再結晶温度域圧延により焼入れ性を低下させ
たとしてもやはりベイナイト組織が生成してしまい、低
温靭性が低下する。好ましくは500℃以上である。
は4〜15℃/sの範囲に制御する。好ましくは7℃/
s以上、12℃/s以下である。
前記鋼板表層域をAr3変態点以下まで復熱させた後、
二次冷却を行うが、当該工程では1〜10℃/sの平均
冷却速度で冷却する。1℃/s未満では未変態オーステ
ナイト相より生成するフェライト結晶粒が粗大化し易
い。好ましくは3℃/s以上である。一方、平均冷却速
度が10℃/sを超えると、未変態オーステナイト相よ
り硬質相であるベイナイトまたはマルテンサイトが生成
する為、COD特性や低温靭性が劣化してしまう。好ま
しくは8℃/s以下である。
細なフェライト粒を有する層が生成される結果、優れた
COD特性が発揮されることになる。上記層としては通
常、円相当粒径:4μm以下、アスペクト比:2以下の
フェライト粒を有する層が生成される様になる。
領域のうち板厚の50%以上75%以下の領域(以下、
「鋼板内部域」と呼ぶ場合がある)をAr3変態点以上
にて冷却を停止し、二次冷却を開始すると、低温靭性が
一層高められるので極めて有用である。これは、板の中
心部に、低温靭性向上に有効な微細組織が得られるから
である。例えば上記方法により、通常、板厚の50%以
上75%以下に亘って円相当平均粒径:7μm以下、ア
スペクト比:2以下のフェライト粒を有する層が得られ
る様になる。
組織における個々のフェライト粒に着目し、その面積が
等しくなるように想定したときの円の直径を求めたもの
であり、これを平均したものが「円相当平均粒径」であ
る。
表層域域ではAr3変態点以上900℃以下の温度範囲
でεr≧0.6の残留累積相当塑性歪を付与し、また、
鋼板内部域ではεr≧0.4の残留累積相当塑性歪を付
与することが好ましく、これにより、更なる特性の向上
を図ることができる。
留累積相当塑性歪量(εr)が少ないときにはフェライ
ト粒は十分微細化せず、所望の微細フェライト組織を効
率よく得る為には、εrを適切に制御することが重要で
あることが判明した。ここで、残留累積相当塑性歪量と
は、従来の累積圧下率(圧延によって導入された歪の合
計を示すもの)とは異なり、冷却前に材料内部に実質的
に残留している歪量を示すものである。圧延によって導
入された歪は時間と共に減少していく為、同じ累積圧下
率で圧延したとしても、圧延終了から冷却開始までの時
間が異なる場合には、その実質的残留歪量は時間の差に
応じて大きく変化することになる。その結果、所定の歪
量を確保できない場合が生じ、目的とする微細フェライ
トが得られなくなる恐れがある為、本発明では、累積圧
下率ではなく残留累積相当塑性歪を制御した次第であ
る。
点以上900℃以下の温度範囲でεr≧0.6の残留累
積相当塑性歪を付与することが好ましく、これにより、
一層優れたCOD特性が得られる。εrは大きい程フェ
ライト粒が微細化するが、厚板の場合、幾何学的な面、
設備面、製造面等を勘案してもその上限は2が限界であ
る。従って、εrが0.6〜2の範囲では、フェライト
粒径は4〜2μmの範囲内に制御される。
累積相当塑性歪を付与することが好ましく、これによ
り、一層優れた低温靭性が得られる。
態での変態潜伏期を解明し、これをうまく利用したとこ
ろに技術的意義を有するものであり、従来に比べて高い
平均冷却速度で、より低い冷却停止温度まで冷却した
後、復熱し、更に二次冷却を行うことにより、表層部に
微細フェライト粒が生産性良く得られる点で極めて有用
である。
一層明らかにするため、図1〜図6に、これらの各要件
が、COD特性や低温靭性に及ぼす影響について調べた
結果をグラフ化して示す。これらのデータは、後記する
実施例より抽出したものであり、いずれも表1(後記す
る)の鋼種A、試験板厚30mmを用いて調べた例であ
る。このうちCOD特性は、COD試験(Crack Openin
g Displacement:亀裂塑性開口変位試験)を実施し、−
80℃での脆性破壊発生限界値(mm)を算出すること
により評価した。また、低温靭性はシャルピー試験にお
ける破面遷移温度を測定することにより評価した。
イト粒径との関係を示すグラフである。図1より、累積
相当塑性歪量が0.4以上になるとフェライト粒径は7
μm以下に微細化され、更に累積相当塑性歪量が0.6
以上になるとフェライト粒径は4μm以下にまで微細化
されることが分かる。尚、図1は一次冷却工程を、冷却
停止温度580℃、冷却速度4℃/sで実施した結果を
プロットしたものである。
イト粒(3.5〜4μm)の割合とCOD特性との関係
を示すグラフである。図2より、板の両表面部を板厚の
5%以上に亘って4μm以下のフェライト粒径に制御す
ることにより所望のCOD特性(目標値:−80℃での
脆性破壊発生限界値0.2mm以上)が得られることが
分かる。
係を示すグラフである。図3より、鋼板内部のフェライ
ト粒径が7μm以下のフェライト−パーライト組織を有
する鋼板(図中○)では、所望の低温靭性(目標値:脆
性破面遷移温度−100℃以下)が得られたのに対し、
ベイナイト組織を含む鋼板(図中●)では、目標レベル
を達成できなかった。
ト粒径とCOD特性との関係を示すグラフである。図4
より、鋼板表層部のフェライト粒径を4μm以下、アス
ペクト比を2以下に制御することにより、所望のCOD
特性が得られることが分かる。
度と鋼板表層域のフェライト粒径との関係を示すグラフ
である。図5より、冷却停止温度及び累積相当塑性歪を
本発明の範囲内に制御すると、フェライト粒径が4μm
以下のフェライト−パーライト組織を有する鋼板が得ら
れるのに対し、本発明の範囲を外れて製造したときに
は、有害なベイナイト組織が発生した。
止温度と鋼板表層域のフェライト粒径との関係を示すグ
ラフである。図6より、平均冷却速度及び累積相当塑性
歪を本発明の範囲内に制御すると、フェライト粒径が4
μm以下のフェライト−パーライト組織を有する鋼板が
得られるのに対し、本発明の範囲を外れて製造したとき
には、有害なベイナイト組織が発生した。
特定したところに最重要ポイントが存在し、圧延終了前
の工程については特に制限されず、通常用いられる方法
を採用することができる。
説明する。
ることが好ましい。より好ましくは0.05%以上であ
る。但し、過度の添加は溶接性および母材靭性を劣化さ
せることから、その上限を0.2%にすることが好まし
い。より好ましくは0.17%以下である。
な元素であり、その為には0.05%以上添加すること
が好ましい。但し、過度の添加は溶接性および母材靭性
を劣化させるので、その上限を0.5%とすることが好
ましい。より好ましくは0.45%以下である。
には0.5%以上添加することが好ましい。より好まし
くは0.7%以上である。但し、過度の添加は溶接性お
よび母材靭性を劣化させるので、その上限を1.8%以
下にすることが好ましい。より好ましくは1.6%以下
である。
形成して母材組織の細粒化作用を有するが、0.01%
未満ではこの様な作用を有効に発揮することができな
い。より好ましくは0.015%以上である。但し、
0.1%を超えて添加すると母材靭性が劣化するため、
その上限を0.1%とすることが好ましい。より好まし
くは0.05%以下である。
物を形成し、母材組織の細粒化作用を有する。この様な
作用を有効に発揮させるには0.001%以上添加する
ことが好ましい。但し、0.01%を超えて過剰に添加
すると固溶Nの増大を招き、特に溶接部の靭性が劣化す
るのでその上限を0.01%とすることが好ましい。
含有し、残部:実質的にFeであるが、本発明の作用を
損なわない範囲で他の許容成分や不純物を含有していて
も良い。本発明では、更に種々の特性付与を目指して、
下記元素を積極的に添加することが推奨される。
以下,V:0.05%以下,及びB:0.002%以下
よりなる群から選択される少なくとも一種(いずれの元
素も0%を含まない) これらの元素は、鋼片加熱時のオーステナイト粒粗大化
抑制作用、圧延終了後のフェライト変態核生成促進作
用、またはオーステナイト粒再結晶抑制効果を通じてフ
ェライト結晶粒の微細化効果を有する元素である。具体
的には、Tiは窒化物の形成によって上記作用が得られ
るが、この様な作用を有効に発揮させるためには0.0
04%以上添加することが好ましい。但し、0.02%
を超えて過剰に添加しても母材靭性を劣化させるため、
その上限を0.02%以下にすることが好ましい。
中のオーステナイト粒粗大化作用および再結晶抑制作用
を発揮し、圧延終了後のフェライト粒微細化に有効な元
素であるが、この様な作用を有効に発揮させるために
は、0.002%以上添加することが好ましい。但し、
0.03%を超えて過剰に添加すると溶接性が劣化する
ため、その上限を0.03%にすることが好ましい。
り、圧延中のオーステナイト粒粗大化および再結晶抑制
作用を発揮し、圧延終了後のフェライト粒微細化に有効
な元素である。この様な作用を有効に発揮させるには
0.002%以上添加することが好ましい。但し、0.
05%を超えて過剰に添加すると溶接性が劣化するた
め、その上限を0.03%とすることが好ましい。
上させるのに有効な元素であり、この様な作用を有効に
発揮させるためには0.0002%以上の添加が好まし
い。但し、0.002%を超えて添加すると、焼入れ性
が増加し、母材の低温靭性劣化を招くことから、その上
限を0.002%とすることが好ましい。
下よりなる群から選択される少なくとも一種(いずれの
元素も0%を含まない) これらの元素は、いずれもオーステナイト結晶粒の微細
化および低温靭性の向上に寄与する元素である。
効な元素であり、この様な作用を有効に発揮させるため
には、0.2%以上添加することが好ましい。但し、多
量に添加すると母材の溶接性を劣化させるので、その上
限を0.5%とすることが好ましい。
るが、高価なため、その上限を0.5%とすることが好
ましい。
或いは併用しても構わないが、Cuを単独添加すると熱
間割れが発生する可能性があることから、Niも同時に
添加し、熱間割れを防止することが好ましい。
下よりなる群から選択される少なくとも一種(いずれの
元素も0%を含まない) Cr及びMoは、いずれも炭窒化物を析出させ、強度上
昇に寄与する元素であり、この様な作用を有効に発揮さ
せるためには、いずれの元素も0.03%以上添加する
ことが好ましい。但し、過度の添加は溶接性および母材
靭性を劣化させるため、その上限を0.1%とすること
が好ましい。
%以下よりなる群から選択される少なくとも一種(いず
れの元素も0%を含まない) これらの元素は鋼中の介在物形態を球状化させることに
よって母材の靭性を高める作用を有する。
化させることにより、母材の靭性を改善する効果を有す
る。この様な作用を有効に発揮させるためには0.00
05%以上添加することが好ましい。但し、過剰の添加
は逆に母材の靭性を劣化させるため、その上限を0.0
1%とすることが好ましい。
球状化させることによって母材の靭性を改善する作用を
有する。この様な作用を有効に発揮させるためには、
0.003%以上添加することが好ましい。但し、過剰
の添加は逆に母材の靭性を劣化させるため、その上限を
0.01%とすることが好ましい。
鋼板のミクロ組織は、実質的にフェライト組織及びパー
ライト組織より構成されたものである。ここで「実質的
に」とは、主に、フェライト組織及びパーライト組織で
構成されていることを意味し、これらの組織が合計で約
90%以上(好ましくは95%以上)存在する鋼板も、
本発明の範囲内に包含される。
ただし、下記実施例は本発明を制限するものではなく、
前・後記の趣旨を逸脱しない範囲で変更実施することは
全て本発明の技術範囲に包含される。
4に示す条件で加熱し、圧延した後、二段階に分けて冷
却することにより、表3及び表5に記載の組織を有する
鋼板を製造した。
脆性亀裂発生特性の指標としてCOD試験を実施し、−
80℃での脆性破壊発生限界値(mm)を算出すると共
に、−100℃での低温靭性は、脆性破面遷移温度を測
定することにより評価した。
足する方法(表2)により得られた鋼板であるが、いず
れも、−80℃での脆性破壊発生特性が目標値の0.2
mmを超えると共に、低温靭性の指標である脆性破面遷
移温度も目標値の−100℃を下回っており、両特性に
優れていることが分かる。
法(表4)により得られた表5のNo.26〜46は、
−80℃での脆性破壊発生特性または脆性破面遷移温度
のいずれか一方若しくは双方が目標レベルに達しておら
ず、両特性を満足することができなかった。
で、高価な合金元素を添加しなくとも、−80℃での限
界COD特性、更には−100℃での低温靭性に優れた
鋼板を生産性良く安価に実現することができた。
歪量とフェライト粒径との関係を示すグラフである。
める微細フェライト粒の割合ととCOD特性(−80℃
での脆性破壊発生特性)との関係を示すグラフである。
径と低温靭性(脆性破面遷移温度)との関係を示すグラ
フである。
径とCOD特性との関係を示すグラフである。
における冷却停止温度と、フェライト粒径及び組織との
関係を示すグラフである。
における平均冷却速度と、フェライト粒径および組織組
との関係を示すグラフである。
Claims (9)
- 【請求項1】 熱間圧延により、 C :0.03〜0.2%,Si:0.5%以下,M
n:1.8%以下,Al:0.01〜0.1%,N :
0.01%以下を満たし、且つ、 ミクロ組織が実質的にフェライト組織及びパーライト組
織より構成されている鋼板を得た後、 板厚両表面から夫々5%以上15%以下の領域を4〜1
5℃/sの平均冷却速度で450〜650℃の温度域ま
で一次冷却し、 次いでAr3変態点以下まで復熱させてから、 1〜10℃/sの平均冷却速度で二次冷却することを特
徴とする脆性亀裂発生特性に優れた鋼板の製造方法。 - 【請求項2】 更に、 Ti:0.02%以下,Nb:0.03%以下,V :
0.05%以下,及びB :0.002%以下よりなる
群から選択される少なくとも一種を含有する請求項1に
記載の製造方法。 - 【請求項3】 更に、 Cu:0.5%以下,及びNi:0.5%以下よりなる
群から選択される少なくとも一種を含有する請求項1ま
たは2に記載の製造方法。 - 【請求項4】 更に、 Cr:0.1%以下,及びMo:0.1%以下よりなる
群から選択される少なくとも一種を含有する請求項1〜
3のいずれかに記載の製造方法。 - 【請求項5】 更に、 Ca:0.01%以下,及びZr:0.01%以下より
なる群から選択される少なくとも一種を含有する請求項
1〜4のいずれかに記載の製造方法。 - 【請求項6】 前記脆性亀裂発生特性に優れた鋼板は、
板の両表面部が板厚両表面から夫々5%以上15%以下
に亘って、円相当粒径:4μm以下、アスペクト比:2
以下のフェライト粒を有する層で構成されているもので
ある請求項1〜5のいずれかに記載の製造方法。 - 【請求項7】 前記一次冷却に当たり、板厚方向中心領
域のうち板厚の50%以上75%以下の領域をAr3変
態点以上にて冷却を停止することにより低温靭性が高め
られたものである請求項1〜6のいずれかに記載の製造
方法。 - 【請求項8】 前記低温靭性が高められた鋼板は、板の
中心部が板厚の50%以上75%以下に亘って、円相当
平均粒径:7μm以下、アスペクト比:2以下のフェラ
イト粒を有する層で構成されているものである請求項7
に記載の製造方法。 - 【請求項9】 熱間圧延に当たり、 板厚両表面から夫々板厚の5%以上15%以下の領域に
は、Ar3変態点以上900℃以下の温度範囲でεr≧
0.6の残留累積相当塑性歪を付与し、 板厚方向中心領域のうち板厚の50%以上75%以下の
領域には、εr≧0.4の残留累積相当塑性歪を付与す
るものである請求項1〜8のいずれかに記載の製造方
法。
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