JP2003253332A - 超微細粒組織を有する厚鋼板の製造方法と厚鋼板 - Google Patents
超微細粒組織を有する厚鋼板の製造方法と厚鋼板Info
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Abstract
(57)【要約】 （修正有）
【課題】 合金元素を添加せず、粒径を１μｍ以下に超
微細化することで強度を高め、環境的、リサイクル性に
も貢献できる超微細粒組織を有する厚鋼板の製造方法
と、粒径が１μｍ以下に超微細化され、大角粒界で囲ま
れた超微細粒組織を有する厚鋼板を提供する。 【解決手段】 鋼材に対して、３５０〜７５０℃の温度
範囲において、（１）〜（３）で表される板厚方向、板
幅方向、板長手方向の累積圧下歪εＴ，εＷ，εＬのう
ちの少なくとも２つが０．３以上で、総累積圧下歪εＴ
＋εＷ＋εＬが１．８以上となる多方向圧下温間多パス
圧延を行うことで、超微細粒組織を有する厚鋼板を製造
する。 （式中、ＲT,i，ＲW,i，ＲL,iは、それぞれ板厚方向、
板幅方向、板長手方向を圧下方向とするｉ番目の圧下パ
スの圧下率（％）を示す。）
微細化することで強度を高め、環境的、リサイクル性に
も貢献できる超微細粒組織を有する厚鋼板の製造方法
と、粒径が１μｍ以下に超微細化され、大角粒界で囲ま
れた超微細粒組織を有する厚鋼板を提供する。 【解決手段】 鋼材に対して、３５０〜７５０℃の温度
範囲において、（１）〜（３）で表される板厚方向、板
幅方向、板長手方向の累積圧下歪εＴ，εＷ，εＬのう
ちの少なくとも２つが０．３以上で、総累積圧下歪εＴ
＋εＷ＋εＬが１．８以上となる多方向圧下温間多パス
圧延を行うことで、超微細粒組織を有する厚鋼板を製造
する。 （式中、ＲT,i，ＲW,i，ＲL,iは、それぞれ板厚方向、
板幅方向、板長手方向を圧下方向とするｉ番目の圧下パ
スの圧下率（％）を示す。）
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】この出願の発明は、超微細粒
組織を有する厚鋼板の製造方法と厚鋼板に関するもので
ある。さらに詳しくは、この出願の発明は、合金元素を
添加することなく粒径を１μｍ以下に超微細化すること
で強度を高めることができ、環境的、リサイクル性にも
貢献することのできる超微細粒組織を有する厚鋼板の製
造方法と、粒径が１μｍ以下に超微細化され、大角粒界
で囲まれた超微細粒組織を有する、高強度かつ高靭性な
厚鋼板に関するものである。
組織を有する厚鋼板の製造方法と厚鋼板に関するもので
ある。さらに詳しくは、この出願の発明は、合金元素を
添加することなく粒径を１μｍ以下に超微細化すること
で強度を高めることができ、環境的、リサイクル性にも
貢献することのできる超微細粒組織を有する厚鋼板の製
造方法と、粒径が１μｍ以下に超微細化され、大角粒界
で囲まれた超微細粒組織を有する、高強度かつ高靭性な
厚鋼板に関するものである。
【０００２】
【従来の技術とその課題】結晶粒の微細化は、鋼材の強
度および靭性を共に向上させるものとして、従来より鉄
鋼材料における理想的な高強度化手法であると考えられ
てきた。結晶中の微細化の手法として工業的に広く用い
られているのが、加工熱処理（ＴＭＣＰ：Thermo-Mecha
nical Controlled Processing）であり、現在ではこの
手法により、平均粒径が５μm程度までの細粒化が比較
的容易に実現されている。
度および靭性を共に向上させるものとして、従来より鉄
鋼材料における理想的な高強度化手法であると考えられ
てきた。結晶中の微細化の手法として工業的に広く用い
られているのが、加工熱処理（ＴＭＣＰ：Thermo-Mecha
nical Controlled Processing）であり、現在ではこの
手法により、平均粒径が５μm程度までの細粒化が比較
的容易に実現されている。
【０００３】そして、更なる結晶粒の細粒化を目指して
研究開発が行なわれた結果、近年では、板厚数ｍｍまで
の薄鋼板に関しては、粒径を１μｍあるいはそれ以下に
まで超微細化することのできる手法がいくつか提案され
ている。しかしながら、板厚が１０ｍｍを超過するよう
な厚鋼板においては、板厚の中心部付近まで十分に加工
歪を導入することおよび急速加熱・冷却することが困難
なため、鋼板全体に渡って均一な超微細粒組織が得られ
ないといった問題や、結晶粒間の方位差角が小さく靭性
を向上させる効果の小さい亜結晶粒が増加してしまうと
いった問題があった。
研究開発が行なわれた結果、近年では、板厚数ｍｍまで
の薄鋼板に関しては、粒径を１μｍあるいはそれ以下に
まで超微細化することのできる手法がいくつか提案され
ている。しかしながら、板厚が１０ｍｍを超過するよう
な厚鋼板においては、板厚の中心部付近まで十分に加工
歪を導入することおよび急速加熱・冷却することが困難
なため、鋼板全体に渡って均一な超微細粒組織が得られ
ないといった問題や、結晶粒間の方位差角が小さく靭性
を向上させる効果の小さい亜結晶粒が増加してしまうと
いった問題があった。
【０００４】そこで、亜結晶粒の増加を抑え、大角粒界
で囲まれた超微細粒を主体とした組織を得るための方法
として、多方向加工を利用する方法がいくつか提案され
ている。たとえば、特開平１１−９５８６１号公報に
は、アンビル圧縮により材料中に多方向から大きな歪を
導入する方法が開示されている。しかし、この方法で
は、アンビル圧縮という特殊な加工法を用いるため、実
用的な厚鋼板の製造に対しては適用できないという問題
がある。特開平１１−９２８２５号公報には、板幅方向
の圧下を行うことにより、多方向加工の概念をホットス
トリップミルにおける鋼板の熱間圧延に採り入れ、熱間
加工時の動的再結晶を利用して超微細粒組織を得るよう
する方法が開示されている。しかし、一般的な厚鋼板圧
延においては、１パスあたりの圧下率がホットストリッ
プミルに比べて小さいため、通常の熱間圧延で動的再結
晶により微細組織を得ることは困難であるといった問題
がある。
で囲まれた超微細粒を主体とした組織を得るための方法
として、多方向加工を利用する方法がいくつか提案され
ている。たとえば、特開平１１−９５８６１号公報に
は、アンビル圧縮により材料中に多方向から大きな歪を
導入する方法が開示されている。しかし、この方法で
は、アンビル圧縮という特殊な加工法を用いるため、実
用的な厚鋼板の製造に対しては適用できないという問題
がある。特開平１１−９２８２５号公報には、板幅方向
の圧下を行うことにより、多方向加工の概念をホットス
トリップミルにおける鋼板の熱間圧延に採り入れ、熱間
加工時の動的再結晶を利用して超微細粒組織を得るよう
する方法が開示されている。しかし、一般的な厚鋼板圧
延においては、１パスあたりの圧下率がホットストリッ
プミルに比べて小さいため、通常の熱間圧延で動的再結
晶により微細組織を得ることは困難であるといった問題
がある。
【０００５】厚鋼板で結晶粒超微細化を実現するための
技術としては、たとえば、特開平１１−２１６５５号公
報、特開２０００−８１２３号公報、および特開２００
０−１４４２４４号公報等に開示されている技術があ
る。この特開平１１−２１６５５号公報には、鋼をα＋
γ２相温度域に加熱して圧延し、その後加速冷却を行な
う方法が示されている。しかし、この方法では、圧延に
適したα＋γ２相温度域が、鋼の成分のみに依存する極
めて狭い範囲に限定されるため、第２相形態や結晶粒径
などの組織因子をそれぞれ独立して自由に制御すること
が難しくなってしまうという問題があった。また、板厚
が厚くなるほど十分な冷却速度での加速冷却が困難なた
め、厚鋼板の板厚中心部までの結晶粒の超微細化は難し
かった。
技術としては、たとえば、特開平１１−２１６５５号公
報、特開２０００−８１２３号公報、および特開２００
０−１４４２４４号公報等に開示されている技術があ
る。この特開平１１−２１６５５号公報には、鋼をα＋
γ２相温度域に加熱して圧延し、その後加速冷却を行な
う方法が示されている。しかし、この方法では、圧延に
適したα＋γ２相温度域が、鋼の成分のみに依存する極
めて狭い範囲に限定されるため、第２相形態や結晶粒径
などの組織因子をそれぞれ独立して自由に制御すること
が難しくなってしまうという問題があった。また、板厚
が厚くなるほど十分な冷却速度での加速冷却が困難なた
め、厚鋼板の板厚中心部までの結晶粒の超微細化は難し
かった。
【０００６】特開２０００−８１２３号公報には、焼入
れ性を限定した鋼を用いて、１パスあたりの圧下率の大
きい制御圧延を行なう方法が開示されている。この方法
は、焼入れ性、すなわち鋼の成分が限定されること、１
パス当たりの圧下率を大きくする必要から圧延機の荷重
負荷が増大すること等の問題があった。
れ性を限定した鋼を用いて、１パスあたりの圧下率の大
きい制御圧延を行なう方法が開示されている。この方法
は、焼入れ性、すなわち鋼の成分が限定されること、１
パス当たりの圧下率を大きくする必要から圧延機の荷重
負荷が増大すること等の問題があった。
【０００７】特開２０００−１４４２４４号公報には、
加工時の動的α→γ逆変態を利用する方法が開示されて
いるが、動的逆変態を利用するためには、鋼の成分や加
工温度を限定する必要があり、やはり種々の組織因子を
自由に制御することが難しいという問題がある。また、
厚鋼板では、板厚方向の温度分布が顕著になるため、均
一な組織を得ることは困難であった。
加工時の動的α→γ逆変態を利用する方法が開示されて
いるが、動的逆変態を利用するためには、鋼の成分や加
工温度を限定する必要があり、やはり種々の組織因子を
自由に制御することが難しいという問題がある。また、
厚鋼板では、板厚方向の温度分布が顕著になるため、均
一な組織を得ることは困難であった。
【０００８】以上に例示したような従来の方法は、いず
れも、γ→α変態あるいはα→γ変態など、成分や温度
変化などに対して敏感に変化する現象を利用していると
いう共通点があり、超微細粒組織が得られる条件は狭い
範囲に限定されているものである。従って、鋼板の板厚
方向の温度や加工歪の導入を均一にすることができない
場合、つまり板厚が増加するにつれて、これらの手法の
適用はさらに困難になると考えられる。そしてなにより
も、これらの従来の方法は、たとえば、高Ｃｒフェライ
ト鋼やオーステナイト系ステンレス鋼等の相変態のない
鋼種には全く適用不可能な方法である。
れも、γ→α変態あるいはα→γ変態など、成分や温度
変化などに対して敏感に変化する現象を利用していると
いう共通点があり、超微細粒組織が得られる条件は狭い
範囲に限定されているものである。従って、鋼板の板厚
方向の温度や加工歪の導入を均一にすることができない
場合、つまり板厚が増加するにつれて、これらの手法の
適用はさらに困難になると考えられる。そしてなにより
も、これらの従来の方法は、たとえば、高Ｃｒフェライ
ト鋼やオーステナイト系ステンレス鋼等の相変態のない
鋼種には全く適用不可能な方法である。
【０００９】そこで、この出願の発明は、以上の通りの
事情に鑑みてなされたものであり、従来技術の問題点を
解消し、鋼の組成や製造設備に限定されることなく、１
０ｍｍを超える板厚中心部までの結晶粒の超微細化を実
現し、高強度で延性および靭性に優れた厚鋼板を製造す
る方法と、その厚鋼板を提供することを課題としてい
る。
事情に鑑みてなされたものであり、従来技術の問題点を
解消し、鋼の組成や製造設備に限定されることなく、１
０ｍｍを超える板厚中心部までの結晶粒の超微細化を実
現し、高強度で延性および靭性に優れた厚鋼板を製造す
る方法と、その厚鋼板を提供することを課題としてい
る。
【００１０】
【課題を解決するための手段】そこで、この出願の発明
は、上記の課題を解決するものとして、以下の通りの発
明を提供する。
は、上記の課題を解決するものとして、以下の通りの発
明を提供する。
【００１１】すなわち、まず第１には、この出願の発明
は、鋼材に対して、３５０〜７５０℃の温度範囲におい
て、次式（１）〜（３）
は、鋼材に対して、３５０〜７５０℃の温度範囲におい
て、次式（１）〜（３）
【００１２】
【数４】
【００１３】（式中、ＲT,i，ＲW,i，ＲL,iは、それぞ
れ最終板形状の板厚方向、板幅方向、板長手方向を圧下
方向とするｉ番目の圧下パスの圧下率（％）を示す）で
それぞれ表される板厚方向、板幅方向、板長手方向の累
積圧下歪εT，εW，ε Lのうちの少なくとも２つが０．
３以上であり、かつ、総累積圧下歪εT＋εW＋εLが
１．８以上となる多方向圧下温間多パス圧延を行うこと
を特徴とする超微細粒組織を有する厚鋼板の製造方法を
提供する。
れ最終板形状の板厚方向、板幅方向、板長手方向を圧下
方向とするｉ番目の圧下パスの圧下率（％）を示す）で
それぞれ表される板厚方向、板幅方向、板長手方向の累
積圧下歪εT，εW，ε Lのうちの少なくとも２つが０．
３以上であり、かつ、総累積圧下歪εT＋εW＋εLが
１．８以上となる多方向圧下温間多パス圧延を行うこと
を特徴とする超微細粒組織を有する厚鋼板の製造方法を
提供する。
【００１４】そしてこの出願の発明は、上記の超微細粒
組織を有する厚鋼板の製造方法において、第２には、鋼
材におけるＦｅの結晶構造がｂｃｃである場合、次式
（４）
組織を有する厚鋼板の製造方法において、第２には、鋼
材におけるＦｅの結晶構造がｂｃｃである場合、次式
（４）
【００１５】
【数５】
【００１６】（式中、ｔは圧延開始から終了までの時間
（ｓ）、Ｔは圧延温度（℃）あるいは各パスの圧延温度
の平均（℃）、Ｑは２５４０００を示す）で表される圧
延条件パラメータＺが１１以上となる多方向圧下温間多
パス圧延を行う厚鋼板の製造方法を、第３には、鋼材に
おけるＦｅの結晶構造がｆｃｃである場合、次式（４）
（ｓ）、Ｔは圧延温度（℃）あるいは各パスの圧延温度
の平均（℃）、Ｑは２５４０００を示す）で表される圧
延条件パラメータＺが１１以上となる多方向圧下温間多
パス圧延を行う厚鋼板の製造方法を、第３には、鋼材に
おけるＦｅの結晶構造がｆｃｃである場合、次式（４）
【００１７】
【数６】
【００１８】（式中、ｔは圧延開始から終了までの時間
（ｓ）、Ｔは圧延温度（℃）あるいは各パスの圧延温度
の平均（℃）、Ｑは３１００００を示す）で表される圧
延条件パラメータＺが２０以上となる多方向圧下温間多
パス圧延を行うことを特徴とする厚鋼板の製造方法を、
第４には、鋼材として、第２相の分布状態を表すパラメ
ータｆ/ｄ（ｆは第２相の分率、ｄは第２相の平均直径
（μｍ）を示す）が０．０３以上の複相組織を有する鋼
材を用いることを特徴とする厚鋼板の製造方法を、第５
には、連続した同一圧下方向での圧延パスの累積圧下歪
が０．３以上になるように圧延することを特徴とする厚
鋼板の製造方法を、第６には、圧延に代えて、鍛造機あ
るいはプレス機を用い、板厚方向、板幅方向、板長手方
向のうちの少なくとも１方向を圧下方向とする加工を施
すことを特徴とする厚鋼板の製造方法を提供する。
（ｓ）、Ｔは圧延温度（℃）あるいは各パスの圧延温度
の平均（℃）、Ｑは３１００００を示す）で表される圧
延条件パラメータＺが２０以上となる多方向圧下温間多
パス圧延を行うことを特徴とする厚鋼板の製造方法を、
第４には、鋼材として、第２相の分布状態を表すパラメ
ータｆ/ｄ（ｆは第２相の分率、ｄは第２相の平均直径
（μｍ）を示す）が０．０３以上の複相組織を有する鋼
材を用いることを特徴とする厚鋼板の製造方法を、第５
には、連続した同一圧下方向での圧延パスの累積圧下歪
が０．３以上になるように圧延することを特徴とする厚
鋼板の製造方法を、第６には、圧延に代えて、鍛造機あ
るいはプレス機を用い、板厚方向、板幅方向、板長手方
向のうちの少なくとも１方向を圧下方向とする加工を施
すことを特徴とする厚鋼板の製造方法を提供する。
【００１９】また、この出願の発明は、第７には、厚さ
が１０ｍｍ以上の厚鋼板であって、板厚方向の中心部に
おける結晶粒径が、厚鋼板の全面に渡って１μｍ以下と
されていることを特徴とする厚鋼板を提供する。
が１０ｍｍ以上の厚鋼板であって、板厚方向の中心部に
おける結晶粒径が、厚鋼板の全面に渡って１μｍ以下と
されていることを特徴とする厚鋼板を提供する。
【００２０】さらにこの出願の発明は、上記発明の厚鋼
板について、第７には、合金元素としてのＣｒ、Ｎｉ、
Ｍｏが添加されることなく、圧延ままで、引っ張り強さ
が６５０ＭＰａ以上、かつシャルピー破面遷移温度が−
１７０℃以下であることを特徴とする厚鋼板を、第９に
は、引っ張り強さが７００ＭＰａ以上であることを特徴
とする厚鋼板を、第１０には、引っ張り強さが１０１０
ＭＰａ以上で、かつシャルピー破面遷移温度が−１７０
℃以下であることを特徴とする厚鋼板を、第１１には、
シャルピー破面遷移温度が−１９６℃以下であることを
特徴とする厚鋼板を提供する。
板について、第７には、合金元素としてのＣｒ、Ｎｉ、
Ｍｏが添加されることなく、圧延ままで、引っ張り強さ
が６５０ＭＰａ以上、かつシャルピー破面遷移温度が−
１７０℃以下であることを特徴とする厚鋼板を、第９に
は、引っ張り強さが７００ＭＰａ以上であることを特徴
とする厚鋼板を、第１０には、引っ張り強さが１０１０
ＭＰａ以上で、かつシャルピー破面遷移温度が−１７０
℃以下であることを特徴とする厚鋼板を、第１１には、
シャルピー破面遷移温度が−１９６℃以下であることを
特徴とする厚鋼板を提供する。
【００２１】
【発明の実施の形態】この出願の発明は、上記の通りの
特徴を持つものであるが、以下にその実施の形態につい
て説明する。
特徴を持つものであるが、以下にその実施の形態につい
て説明する。
【００２２】まず、この出願の発明が提供する超微細粒
組織を有する厚鋼板の製造方法は、鋼材に対して、３５
０〜７５０℃の温度範囲において、次式（１）〜（３）
組織を有する厚鋼板の製造方法は、鋼材に対して、３５
０〜７５０℃の温度範囲において、次式（１）〜（３）
【００２３】
【数７】
【００２４】でそれぞれ表される、最終板形状の板厚方
向、板幅方向、板長手方向の累積圧下歪εT，εW，εL
のうちの少なくとも２つが０．３以上であり、かつ、総
累積圧下歪εT＋εW＋εLが１．８以上となる多方向圧
下温間多パス圧延を行うことを特徴としている。ここ
で、式中のＲT,i，ＲW,i，ＲL,iは、それぞれ板厚方
向、板幅方向、板長手方向を圧下方向とするｉ番目の圧
下パスの圧下率（％）を示している。
向、板幅方向、板長手方向の累積圧下歪εT，εW，εL
のうちの少なくとも２つが０．３以上であり、かつ、総
累積圧下歪εT＋εW＋εLが１．８以上となる多方向圧
下温間多パス圧延を行うことを特徴としている。ここ
で、式中のＲT,i，ＲW,i，ＲL,iは、それぞれ板厚方
向、板幅方向、板長手方向を圧下方向とするｉ番目の圧
下パスの圧下率（％）を示している。
【００２５】このように特徴づけられるこの出願の発明
は、この出願の発明者らが鋭意研究を重ねて得るに至っ
た、次に示す３つの斬新で、有用な知見を統合すること
により実現されるものである。 （１）温間温度域での強加工 鋼材に対して、厚鋼板および薄鋼板等の製造に一般的に
利用されている熱間温度域よりも低い温度である温間温
度域において強加工を施すことによりある臨界歪よりも
大きな歪を導入すると、この歪によるミクロな局所方位
差が超微細結晶粒の起源となり、加工中あるいは加工後
に起きる回復過程において粒内の転位密度が低下すると
同時に結晶粒界が形作られ、超微細粒組織を形成するこ
とができる。すなわち、これまで再結晶温度の下限と見
られていた７５０℃あるいはそれ以下の温度で加工して
も、加工と同時に動的な再結晶が起こり、相変態を利用
することなく結晶粒の超微細化を実現することができる
のである。 （２）多パス圧延 この温間温度域での強加工によって超微細粒を生成させ
るには、鋼材に、ある臨界歪以上の歪を与えることが必
要である。ここで、臨界歪を超える歪は結晶粒径にあま
り影響を与えないこと、温間温度域での結晶粒成長速度
は小さいために結晶粒径は冷却速度にあまり依存しなく
なることなどを考慮すると、圧延後の冷却速度等に依存
せずに、一般的な温間圧延を利用して臨界歪以上の歪を
与えることにより、板厚中心部までほぼ一定の組織を得
ることができる。また、この臨界歪以上の十分な歪は、
温間圧延の累積圧下率を大きくとることによって導入す
ることができ、最終的に得られる超微細粒組織は１パス
あたりの圧下率にあまり依存しない。言い換えると、超
微細粒組織を得るためには、１パス当たりの圧下率を大
きくする必要はなく、１パス当たりの圧下量を小さくし
てパス数を増やす多パス圧延とすることによりに実現で
きる。また、加工温度を低下することによる圧延荷重増
大の問題も、この１パス当たりの圧下量を小さくしてパ
ス数を増やす多パス圧延とすることにより回避できる。 （３）多方向圧下圧延 また、たとえば板厚方向、板幅方向、板長手方向という
ような、およそ９０°程度ずつ異なる少なくとも２つの
方向から圧下する圧延を組み合わせることにより、結晶
粒の方位を分散させて大角粒界に囲まれた超微細粒を増
加させることができ、鋼材の靭性を高めることができ
る。そして、たとえばこの板厚方向、板幅方向、板長手
方向のそれぞれの方向の圧下をある程度以上連続して行
うことにより、多方向圧下の効果はより有効に発揮され
る。
は、この出願の発明者らが鋭意研究を重ねて得るに至っ
た、次に示す３つの斬新で、有用な知見を統合すること
により実現されるものである。 （１）温間温度域での強加工 鋼材に対して、厚鋼板および薄鋼板等の製造に一般的に
利用されている熱間温度域よりも低い温度である温間温
度域において強加工を施すことによりある臨界歪よりも
大きな歪を導入すると、この歪によるミクロな局所方位
差が超微細結晶粒の起源となり、加工中あるいは加工後
に起きる回復過程において粒内の転位密度が低下すると
同時に結晶粒界が形作られ、超微細粒組織を形成するこ
とができる。すなわち、これまで再結晶温度の下限と見
られていた７５０℃あるいはそれ以下の温度で加工して
も、加工と同時に動的な再結晶が起こり、相変態を利用
することなく結晶粒の超微細化を実現することができる
のである。 （２）多パス圧延 この温間温度域での強加工によって超微細粒を生成させ
るには、鋼材に、ある臨界歪以上の歪を与えることが必
要である。ここで、臨界歪を超える歪は結晶粒径にあま
り影響を与えないこと、温間温度域での結晶粒成長速度
は小さいために結晶粒径は冷却速度にあまり依存しなく
なることなどを考慮すると、圧延後の冷却速度等に依存
せずに、一般的な温間圧延を利用して臨界歪以上の歪を
与えることにより、板厚中心部までほぼ一定の組織を得
ることができる。また、この臨界歪以上の十分な歪は、
温間圧延の累積圧下率を大きくとることによって導入す
ることができ、最終的に得られる超微細粒組織は１パス
あたりの圧下率にあまり依存しない。言い換えると、超
微細粒組織を得るためには、１パス当たりの圧下率を大
きくする必要はなく、１パス当たりの圧下量を小さくし
てパス数を増やす多パス圧延とすることによりに実現で
きる。また、加工温度を低下することによる圧延荷重増
大の問題も、この１パス当たりの圧下量を小さくしてパ
ス数を増やす多パス圧延とすることにより回避できる。 （３）多方向圧下圧延 また、たとえば板厚方向、板幅方向、板長手方向という
ような、およそ９０°程度ずつ異なる少なくとも２つの
方向から圧下する圧延を組み合わせることにより、結晶
粒の方位を分散させて大角粒界に囲まれた超微細粒を増
加させることができ、鋼材の靭性を高めることができ
る。そして、たとえばこの板厚方向、板幅方向、板長手
方向のそれぞれの方向の圧下をある程度以上連続して行
うことにより、多方向圧下の効果はより有効に発揮され
る。
【００２６】以上の知見をより実際的な厚鋼板の製造に
適用するために、この出願の発明においては、温間温度
域での強加工を、３５０〜７５０℃の温度範囲で行なう
ようにしている。強加工の温度を３５０℃よりも低くす
ると、回復が十分に起こらないために転位密度の高い加
工組織が残存してしまうために好ましくない。また、強
加工の温度が７５０℃よりも高いと、不連続再結晶ある
いは通常の粒成長により結晶粒が粗大化して、１μｍ以
下の超微細粒組織が得られなくなってしまうために好ま
しくない。
適用するために、この出願の発明においては、温間温度
域での強加工を、３５０〜７５０℃の温度範囲で行なう
ようにしている。強加工の温度を３５０℃よりも低くす
ると、回復が十分に起こらないために転位密度の高い加
工組織が残存してしまうために好ましくない。また、強
加工の温度が７５０℃よりも高いと、不連続再結晶ある
いは通常の粒成長により結晶粒が粗大化して、１μｍ以
下の超微細粒組織が得られなくなってしまうために好ま
しくない。
【００２７】また、多方向圧下圧延による加工について
は、主たる圧下方向の加工に加えて、それとおよそ９０
°程度の角度を成す別の方向からの圧下を組み合わせ
て、少なくとも２方向からの加工歪を与えることによう
にしている。この主たる圧下方向は、一般的な厚鋼板に
ついては、最終板形状の板厚方向とすることが簡便であ
り、これとおよそ９０°程度の角度を成す別の方向は、
板幅方向あるいは板長手方向とすることができるが、も
ちろんこれに限定されることはない。ここで、圧延方向
に関するおよそ９０°程度の角度とは、９０±３０°程
度の角度を含むものとして示すことができ、大角粒界の
割合を増加するためには９０°であることがより好まし
い。これによって、超微細結晶粒の方位を分散して、方
位差角１５°以上の大角粒界の割合を、たとえば６０％
以上にまで増加させることができる。このような多方向
圧下圧延は、たとえば、図１に例示したような、通常の
ロール圧延機による板厚方向での圧延に、堅ロールによ
る板幅方向の圧延を組み合わせることや、図２に例示し
たように、通常のロール圧延機により、板厚方向での圧
延の後、鋼材を９０°回転させて板厚方向での圧延を行
なうこと等で実現することが考慮できる。また、この多
方向での圧下圧延により、板厚中心部の結晶粒超微細化
されやすくなるという効果も得ることができる。そし
て、この出願の発明においては、主たる圧下方向に加え
てそれ以外の少なくとも１方向の累積圧下歪、すなわ
ち、最終板形状の板厚方向、板幅方向、板長手方向の累
積圧下歪εT，εW，εLのうちの少なくとも２つを、
０．３以上とするようにしている。この累積圧下歪が
０．３未満の場合には、以上のような多方向圧下圧延の
効果はほとんど得ることができずに亜結晶粒が増加して
しまう。
は、主たる圧下方向の加工に加えて、それとおよそ９０
°程度の角度を成す別の方向からの圧下を組み合わせ
て、少なくとも２方向からの加工歪を与えることによう
にしている。この主たる圧下方向は、一般的な厚鋼板に
ついては、最終板形状の板厚方向とすることが簡便であ
り、これとおよそ９０°程度の角度を成す別の方向は、
板幅方向あるいは板長手方向とすることができるが、も
ちろんこれに限定されることはない。ここで、圧延方向
に関するおよそ９０°程度の角度とは、９０±３０°程
度の角度を含むものとして示すことができ、大角粒界の
割合を増加するためには９０°であることがより好まし
い。これによって、超微細結晶粒の方位を分散して、方
位差角１５°以上の大角粒界の割合を、たとえば６０％
以上にまで増加させることができる。このような多方向
圧下圧延は、たとえば、図１に例示したような、通常の
ロール圧延機による板厚方向での圧延に、堅ロールによ
る板幅方向の圧延を組み合わせることや、図２に例示し
たように、通常のロール圧延機により、板厚方向での圧
延の後、鋼材を９０°回転させて板厚方向での圧延を行
なうこと等で実現することが考慮できる。また、この多
方向での圧下圧延により、板厚中心部の結晶粒超微細化
されやすくなるという効果も得ることができる。そし
て、この出願の発明においては、主たる圧下方向に加え
てそれ以外の少なくとも１方向の累積圧下歪、すなわ
ち、最終板形状の板厚方向、板幅方向、板長手方向の累
積圧下歪εT，εW，εLのうちの少なくとも２つを、
０．３以上とするようにしている。この累積圧下歪が
０．３未満の場合には、以上のような多方向圧下圧延の
効果はほとんど得ることができずに亜結晶粒が増加して
しまう。
【００２８】さらにこの出願の発明においては、これら
板厚方向、板幅方向、板長手方向についての総累積圧下
歪εT＋εW＋εLが、１．８以上となるようにしてい
る。これは、温間温度域での圧延加工により扁平化した
加工粒から生成する超微細結晶粒が臨界歪までの歪の増
加に伴って増加すること、そして鋼材のほぼ全体が超微
細結晶粒からなる組織を得るには総累積圧下歪が少なく
とも１．８の歪が必要であることなどの理由からであ
る。
板厚方向、板幅方向、板長手方向についての総累積圧下
歪εT＋εW＋εLが、１．８以上となるようにしてい
る。これは、温間温度域での圧延加工により扁平化した
加工粒から生成する超微細結晶粒が臨界歪までの歪の増
加に伴って増加すること、そして鋼材のほぼ全体が超微
細結晶粒からなる組織を得るには総累積圧下歪が少なく
とも１．８の歪が必要であることなどの理由からであ
る。
【００２９】以上のこの出願の発明の厚鋼板の製造方法
における結晶粒の微細化の機構は、相変態を全く利用し
ていないため、鋼の成分や冷却速度に依存することな
く、広い成分範囲と板厚範囲の鋼板に適用可能となる。
たとえば、フェライト単相鋼や、オーステナイト単相鋼
等の相変態の存在しない鋼種にも適用可能となる。そし
て、そのような厚鋼板における結晶粒径は、出発鋼材の
第２相粒子の分布や圧延温度、歪速度などにより変化
し、従来の厚鋼板については実現されていなかった１μ
ｍ以下、さらには０．４〜数μｍ程度の範囲で制御する
ことができる。
における結晶粒の微細化の機構は、相変態を全く利用し
ていないため、鋼の成分や冷却速度に依存することな
く、広い成分範囲と板厚範囲の鋼板に適用可能となる。
たとえば、フェライト単相鋼や、オーステナイト単相鋼
等の相変態の存在しない鋼種にも適用可能となる。そし
て、そのような厚鋼板における結晶粒径は、出発鋼材の
第２相粒子の分布や圧延温度、歪速度などにより変化
し、従来の厚鋼板については実現されていなかった１μ
ｍ以下、さらには０．４〜数μｍ程度の範囲で制御する
ことができる。
【００３０】またこの出願の発明の超微細粒組織を有す
る厚鋼板の製造方法は、より簡便かつ確実に所望の平均
粒径の超微細粒結晶組織を得るための指標として、鋼材
中のＦｅの結晶構造によって、次式（４）
る厚鋼板の製造方法は、より簡便かつ確実に所望の平均
粒径の超微細粒結晶組織を得るための指標として、鋼材
中のＦｅの結晶構造によって、次式（４）
【００３１】
【数８】
【００３２】で示される圧延条件パラメータＺの値を制
御するようにしている。なお、式中のｔは圧延開始から
終了までの時間（ｓ）を、Ｔは圧延温度（℃）あるいは
各パスの圧延温度の平均（℃）を、ＱはＦｅの自己拡散
の活性化エネルギーを示している。これまでの研究によ
り、この出願の発明による温間温度域での強加工によっ
て形成される超微細粒の平均粒径は、圧延温度（Ｔ）と
歪速度（（εT＋εW＋ε L）／ｔ）とにある程度依存す
ることが明らかとなっている。この平均結晶粒径は、加
工温度と歪速度の関数である上式（４）による加工条件
パラメータＺの増加に伴って微細化させることができ
る。この出願の発明においては、出発鋼材中のＦｅの結
晶構造ｂｃｃである場合、すなわち、フェライト、ベイ
ナイト、マルテンサイトあるいはパーライト等を母相と
する場合には、上式（４）におけるＱを２５４０００と
し、圧延条件パラメータＺが１１以上の範囲で調整して
多方向圧下温間多パス圧延を行うようにしている。ま
た、鋼材中のＦｅの結晶構造がｆｃｃである場合、すな
わち、オーステナイトを母相とするには、上式（４）に
おけるＱを３１００００とし、圧延条件パラメータＺが
２０以上の範囲で調整して多方向圧下温間多パス圧延を
行うようにしている。この圧延条件パラメータＺがそれ
ぞれ上記の臨界値のおよそ１１、およそ２０未満の場合
には、平均粒径１μｍ以下の組織を得ることができない
場合があるため好ましくない。
御するようにしている。なお、式中のｔは圧延開始から
終了までの時間（ｓ）を、Ｔは圧延温度（℃）あるいは
各パスの圧延温度の平均（℃）を、ＱはＦｅの自己拡散
の活性化エネルギーを示している。これまでの研究によ
り、この出願の発明による温間温度域での強加工によっ
て形成される超微細粒の平均粒径は、圧延温度（Ｔ）と
歪速度（（εT＋εW＋ε L）／ｔ）とにある程度依存す
ることが明らかとなっている。この平均結晶粒径は、加
工温度と歪速度の関数である上式（４）による加工条件
パラメータＺの増加に伴って微細化させることができ
る。この出願の発明においては、出発鋼材中のＦｅの結
晶構造ｂｃｃである場合、すなわち、フェライト、ベイ
ナイト、マルテンサイトあるいはパーライト等を母相と
する場合には、上式（４）におけるＱを２５４０００と
し、圧延条件パラメータＺが１１以上の範囲で調整して
多方向圧下温間多パス圧延を行うようにしている。ま
た、鋼材中のＦｅの結晶構造がｆｃｃである場合、すな
わち、オーステナイトを母相とするには、上式（４）に
おけるＱを３１００００とし、圧延条件パラメータＺが
２０以上の範囲で調整して多方向圧下温間多パス圧延を
行うようにしている。この圧延条件パラメータＺがそれ
ぞれ上記の臨界値のおよそ１１、およそ２０未満の場合
には、平均粒径１μｍ以下の組織を得ることができない
場合があるため好ましくない。
【００３３】さらに、この出願の発明の超微細粒組織を
有する厚鋼板の製造方法においては、鋼材として、第２
相の分布状態を表すパラメータｆ/ｄが０．０３以上の
複相組織を有する鋼材を用いるようにしている。ここ
で、ｆは第２相の分率を、ｄは第２相の平均直径（μ
ｍ）を示す。また、第２相としては、セメンタイト等の
炭化物、パーライト、マルテンサイト、ベイナイト、オ
ーステナイト等を考慮することができ、したがって、出
発材として、たとえば、「フェライト＋パーライト」、
「フェライト＋セメンタイト」、「フェライト＋マルテ
ンサイト」、「マルテンサイト、ベイナイト＋セメンタ
イト（焼き戻しマルテンサイト、ベイナイト）」等の組
織を有する鋼材を用いることができる。このように、加
工直前および加工中の組織に第２相が分散している鋼材
を出発材として用いることにより、組成歪の分布がミク
ロに局在化し、歪導入に伴うミクロな局所方位差の形成
が促進される。そしてこのミクロな局所方位差は、超微
細粒の生成起源となるため、局所方位差を増大させるこ
とにより、超微細粒の形成促進、ひいては、大角粒界の
割合の増加をより効率的に実現することができるのであ
る。ここで、第２相は、なるべく多量かつ微細に分散し
ていることが望ましい。また、第２相分率ｆと平均直径
ｄを用いたパラメータｆ/ｄが０．０３未満の場合に
は、大角粒界の割合が低く、亜結晶が残存して機械的特
性に優れた理想的な超微細粒組織が形成されにくいた
め、ｆ/ｄは０．０３以上とすることが望ましい。
有する厚鋼板の製造方法においては、鋼材として、第２
相の分布状態を表すパラメータｆ/ｄが０．０３以上の
複相組織を有する鋼材を用いるようにしている。ここ
で、ｆは第２相の分率を、ｄは第２相の平均直径（μ
ｍ）を示す。また、第２相としては、セメンタイト等の
炭化物、パーライト、マルテンサイト、ベイナイト、オ
ーステナイト等を考慮することができ、したがって、出
発材として、たとえば、「フェライト＋パーライト」、
「フェライト＋セメンタイト」、「フェライト＋マルテ
ンサイト」、「マルテンサイト、ベイナイト＋セメンタ
イト（焼き戻しマルテンサイト、ベイナイト）」等の組
織を有する鋼材を用いることができる。このように、加
工直前および加工中の組織に第２相が分散している鋼材
を出発材として用いることにより、組成歪の分布がミク
ロに局在化し、歪導入に伴うミクロな局所方位差の形成
が促進される。そしてこのミクロな局所方位差は、超微
細粒の生成起源となるため、局所方位差を増大させるこ
とにより、超微細粒の形成促進、ひいては、大角粒界の
割合の増加をより効率的に実現することができるのであ
る。ここで、第２相は、なるべく多量かつ微細に分散し
ていることが望ましい。また、第２相分率ｆと平均直径
ｄを用いたパラメータｆ/ｄが０．０３未満の場合に
は、大角粒界の割合が低く、亜結晶が残存して機械的特
性に優れた理想的な超微細粒組織が形成されにくいた
め、ｆ/ｄは０．０３以上とすることが望ましい。
【００３４】加えてこの出願の発明が提供する超微細粒
組織を有する厚鋼板の製造方法は、連続した同一圧下方
向での圧延パスの累積圧下歪が０．３以上になるように
圧延することを特徴としている。これは、１パスあたり
の圧下率が小さい場合には、種々の方向の圧下を交互に
行なうよりも、同一方向の圧下をある程度連続して行う
ほうが、多方向加工の効果が現われやすいことによるも
のである。このような連続する同一方向の圧下パスは、
累積圧下歪が０．３以上になるようなパススケジュール
で行うことが望ましいものとて例示される。
組織を有する厚鋼板の製造方法は、連続した同一圧下方
向での圧延パスの累積圧下歪が０．３以上になるように
圧延することを特徴としている。これは、１パスあたり
の圧下率が小さい場合には、種々の方向の圧下を交互に
行なうよりも、同一方向の圧下をある程度連続して行う
ほうが、多方向加工の効果が現われやすいことによるも
のである。このような連続する同一方向の圧下パスは、
累積圧下歪が０．３以上になるようなパススケジュール
で行うことが望ましいものとて例示される。
【００３５】一方で、この出願の発明が提供する超微細
粒組織を有する厚鋼板の製造方法は、以上に述べてきた
ように、一般的なロールを用いた圧延により行なうこと
が効率的であるが、この出願の発明における温間温度域
での強加工は決してロール圧延に限定されるものではな
く、たとえば、ロールを用いた圧延に代えて、鍛造ある
いはプレス機などの他の手段による加工を利用するよう
にしてもよい。この鍛造機あるいはプレス機などの他の
手段による加工は、たとえば板厚方向、板幅方向、板長
手方向の少なくとも２つの方向から圧下する圧延の組み
合わせのうちの、いずれか１つの方向の圧延に代えて行
なってもよいし、２つ以上の方向の圧延に代えて行なっ
てもよい。最も容易な方法として、たとえば、一般的な
板厚方向のロール圧延による圧下に加えて、板幅方向の
圧下を鍛造機あるいはプレス機などの他の手段によるも
のの組み合わせとすることを例示することができる。具
体的には、たとえば、図３に例示したように、通常のロ
ール圧延機による圧延に、幅プレス、鍛造機等を組み合
わせた設備を用いること等を考慮することができる。
粒組織を有する厚鋼板の製造方法は、以上に述べてきた
ように、一般的なロールを用いた圧延により行なうこと
が効率的であるが、この出願の発明における温間温度域
での強加工は決してロール圧延に限定されるものではな
く、たとえば、ロールを用いた圧延に代えて、鍛造ある
いはプレス機などの他の手段による加工を利用するよう
にしてもよい。この鍛造機あるいはプレス機などの他の
手段による加工は、たとえば板厚方向、板幅方向、板長
手方向の少なくとも２つの方向から圧下する圧延の組み
合わせのうちの、いずれか１つの方向の圧延に代えて行
なってもよいし、２つ以上の方向の圧延に代えて行なっ
てもよい。最も容易な方法として、たとえば、一般的な
板厚方向のロール圧延による圧下に加えて、板幅方向の
圧下を鍛造機あるいはプレス機などの他の手段によるも
のの組み合わせとすることを例示することができる。具
体的には、たとえば、図３に例示したように、通常のロ
ール圧延機による圧延に、幅プレス、鍛造機等を組み合
わせた設備を用いること等を考慮することができる。
【００３６】以上のようなこの出願の発明により得られ
る鋼板は、厚さが１０ｍｍ以上の厚鋼板であって、板厚
方向の中心部における結晶粒径が、厚鋼板の全面に渡っ
て１μｍ以下とされている。そして板厚方向の中心部ま
で大角粒界の割合の大きい、均一かつ微細な超微結晶粒
組織からなる、高強度かつ延性・靭性に優れた超微細結
晶粒組織が実現されることになる。このような超微細結
晶組織を有する鋼材は、従来は小型試料についてのみ実
現されていたが、この出願の発明においては、たとえ
ば、厚さが１０ｍｍ以上で長さが２ｍ以上の板材をはじ
め、その形状に制限されることなく、たとえば、線材、
棒材、レール、Ｈ鋼材等の実用材としての提供が可能で
ある。
る鋼板は、厚さが１０ｍｍ以上の厚鋼板であって、板厚
方向の中心部における結晶粒径が、厚鋼板の全面に渡っ
て１μｍ以下とされている。そして板厚方向の中心部ま
で大角粒界の割合の大きい、均一かつ微細な超微結晶粒
組織からなる、高強度かつ延性・靭性に優れた超微細結
晶粒組織が実現されることになる。このような超微細結
晶組織を有する鋼材は、従来は小型試料についてのみ実
現されていたが、この出願の発明においては、たとえ
ば、厚さが１０ｍｍ以上で長さが２ｍ以上の板材をはじ
め、その形状に制限されることなく、たとえば、線材、
棒材、レール、Ｈ鋼材等の実用材としての提供が可能で
ある。
【００３７】また、この出願の発明の厚鋼板は、引っ張
り強さが６５０ＭＰａ以上で、かつシャルピー破面遷移
温度が−１７０℃以下という特徴を備えるものとしての
提供が可能とされている。この６５０ＭＰａ以上という
高強度は、結晶粒の超微細化の手法を基にして実現され
るものであり、固溶強化、分散析出強化、相変態強化等
の手法を全く対象としていない。したがって、この出願
の発明の厚鋼板については、たとえば、Ｔｉ，Ｎｂ、
Ｖ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｃｕ等の固溶強化、分散析出強
化、相変態強化等を目的とした合金素は、含まれていて
もよいが、添加する必要は一切ない。
り強さが６５０ＭＰａ以上で、かつシャルピー破面遷移
温度が−１７０℃以下という特徴を備えるものとしての
提供が可能とされている。この６５０ＭＰａ以上という
高強度は、結晶粒の超微細化の手法を基にして実現され
るものであり、固溶強化、分散析出強化、相変態強化等
の手法を全く対象としていない。したがって、この出願
の発明の厚鋼板については、たとえば、Ｔｉ，Ｎｂ、
Ｖ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｃｕ等の固溶強化、分散析出強
化、相変態強化等を目的とした合金素は、含まれていて
もよいが、添加する必要は一切ない。
【００３８】これらの各種の合金元素のうち、Ｃｒ、Ｎ
ｉ、Ｍｏ等の希少資源元素は、分散析出強化や相変態強
化の手法により鋼材の高強度化を実現できることが知ら
れているが、その一方で、たとえばスクラップ材から再
度分解、抽出することが困難であり、リサイクル性を損
なうものであった。この出願の発明においては、このよ
うな希少資源元素を必要とせずに鋼材の高強度化を実現
できる、リサイクル性に優れたものとして提供される。
また、このようにこの出願の発明の厚鋼板は組成が限定
されないことから焼入れ性が低下されることがない。た
とえば、溶接可能な厚鋼板として多用されている「ＳＭ
４９０」と同組成の鋼材についても、上記のような高強
度、鋼靭性を実現することができる。
ｉ、Ｍｏ等の希少資源元素は、分散析出強化や相変態強
化の手法により鋼材の高強度化を実現できることが知ら
れているが、その一方で、たとえばスクラップ材から再
度分解、抽出することが困難であり、リサイクル性を損
なうものであった。この出願の発明においては、このよ
うな希少資源元素を必要とせずに鋼材の高強度化を実現
できる、リサイクル性に優れたものとして提供される。
また、このようにこの出願の発明の厚鋼板は組成が限定
されないことから焼入れ性が低下されることがない。た
とえば、溶接可能な厚鋼板として多用されている「ＳＭ
４９０」と同組成の鋼材についても、上記のような高強
度、鋼靭性を実現することができる。
【００３９】そして−１７０℃以下というシャルピー破
面遷移温度は、実用上の脆化問題を完全に回避できる値
であり、この出願の発明の厚鋼板における超微細結晶組
織の６０％以上が大角粒界を構成していることから実現
されるものである。
面遷移温度は、実用上の脆化問題を完全に回避できる値
であり、この出願の発明の厚鋼板における超微細結晶組
織の６０％以上が大角粒界を構成していることから実現
されるものである。
【００４０】以上のように、この出願の発明の厚鋼材の
高強度および高靭性の特性については、それぞれ、引っ
張り強さが７００ＭＰａ以上、シャルピー破面遷移温度
については−１９６℃以下等としての実現が可能とされ
る。そしてさらには、たとえば、「ＳＭ４９０」と同組
成の鋼材について、引っ張り強さが１０１０ＭＰａ以上
で、かつシャルピー破面遷移温度が−１７０℃以下であ
る厚鋼材なども実現することができる。
高強度および高靭性の特性については、それぞれ、引っ
張り強さが７００ＭＰａ以上、シャルピー破面遷移温度
については−１９６℃以下等としての実現が可能とされ
る。そしてさらには、たとえば、「ＳＭ４９０」と同組
成の鋼材について、引っ張り強さが１０１０ＭＰａ以上
で、かつシャルピー破面遷移温度が−１７０℃以下であ
る厚鋼材なども実現することができる。
【００４１】以上のようなこの出願の発明の厚鋼材は、
合金元素を添加せずに強度を高めることができ、リサイ
クルも可能となることから、資源とコストの節約の面で
有益である。さらには、複雑な熱処理をすることなく、
簡単な温間加工により製造できるため、エネルギー消費
の低減につながり、さらには特別な圧延装置を必要とせ
ずに既存の設備を利用することで製造することができ、
実現性の高いものである。このようなこの出願の発明の
厚鋼材は土木、建築、造船、ラインパイプ、貯槽、各種
機械等の各分野で広く使用することができ、産業的にも
極めて有益なものである。
合金元素を添加せずに強度を高めることができ、リサイ
クルも可能となることから、資源とコストの節約の面で
有益である。さらには、複雑な熱処理をすることなく、
簡単な温間加工により製造できるため、エネルギー消費
の低減につながり、さらには特別な圧延装置を必要とせ
ずに既存の設備を利用することで製造することができ、
実現性の高いものである。このようなこの出願の発明の
厚鋼材は土木、建築、造船、ラインパイプ、貯槽、各種
機械等の各分野で広く使用することができ、産業的にも
極めて有益なものである。
【００４２】以下に実施例を示し、この発明の実施の形
態についてさらに詳しく説明する。
態についてさらに詳しく説明する。
【００４３】
【実施例】表１に示した化学組成で、第２相としてマル
テンサイト、ベイナイト＋セメンタイト組織を有する鋼
を供試鋼とし、図２に示したように圧延材を途中で９０
°回転させて圧下方向を変化させる方法により、板厚方
向に圧下する圧延と板幅方向に圧下する圧延とを様々に
組み合わせた２方向圧下圧延を行なった。この圧延条件
Ａ〜Ｌの詳細と、得られた鋼板の厚みを表２に示した。
テンサイト、ベイナイト＋セメンタイト組織を有する鋼
を供試鋼とし、図２に示したように圧延材を途中で９０
°回転させて圧下方向を変化させる方法により、板厚方
向に圧下する圧延と板幅方向に圧下する圧延とを様々に
組み合わせた２方向圧下圧延を行なった。この圧延条件
Ａ〜Ｌの詳細と、得られた鋼板の厚みを表２に示した。
【００４４】
【表１】
【００４５】
【表２】
【００４６】この２方向圧下圧延により得られた鋼板に
ついて、板厚中央部の組織、引っ張り試験の結果、およ
びシャルピー試験の結果を表３に示した。なお、平均フ
ェライト粒径としては、公称粒径（結晶粒１個の平均面
積と等しい正方形の一辺の長さ）による表示を行なっ
た。
ついて、板厚中央部の組織、引っ張り試験の結果、およ
びシャルピー試験の結果を表３に示した。なお、平均フ
ェライト粒径としては、公称粒径（結晶粒１個の平均面
積と等しい正方形の一辺の長さ）による表示を行なっ
た。
【００４７】
【表３】
【００４８】条件Ａ〜Ｇは、この出願の発明の方法であ
り、これらの方法により得られた鋼板は、板厚が１０ｍ
ｍを超えて１５〜３０ｍｍの厚鋼板であっても、板厚中
心部において平均粒径が１μｍ以下で、なおかつ粒界長
さの６０％以上が方位差角１５°以上の大角粒界からな
る超微細粒組織を有していることが確認された。そのた
め、シャルピー衝撃試験の結果においても、この出願の
発明の鋼板は、およそ７００ＭＰａ以上の高い強度と、
−１７０℃以下のシャルピー破断遷移温度を有し、優れ
た機械的特性を持ちあわせていることが確認された。
り、これらの方法により得られた鋼板は、板厚が１０ｍ
ｍを超えて１５〜３０ｍｍの厚鋼板であっても、板厚中
心部において平均粒径が１μｍ以下で、なおかつ粒界長
さの６０％以上が方位差角１５°以上の大角粒界からな
る超微細粒組織を有していることが確認された。そのた
め、シャルピー衝撃試験の結果においても、この出願の
発明の鋼板は、およそ７００ＭＰａ以上の高い強度と、
−１７０℃以下のシャルピー破断遷移温度を有し、優れ
た機械的特性を持ちあわせていることが確認された。
【００４９】一方の条件Ｈは、板厚方向のみで圧下する
通常の一方向圧下圧延である。条件Ｊは、板厚方向と板
幅方向の圧下を組み合わせてはいるものの、その圧下率
が十分でない。そのため、条件ＨおよびＪで得られた鋼
板は、大角粒界の割合が５０％未満と少なく、亜結晶粒
が多いため、シャルピー特性が劣ってしまっている。
通常の一方向圧下圧延である。条件Ｊは、板厚方向と板
幅方向の圧下を組み合わせてはいるものの、その圧下率
が十分でない。そのため、条件ＨおよびＪで得られた鋼
板は、大角粒界の割合が５０％未満と少なく、亜結晶粒
が多いため、シャルピー特性が劣ってしまっている。
【００５０】また条件Ｉは、板厚方向と板幅方向の圧下
を組み合わせてはいるものの、総累積圧下率が小さいた
め、組織微細化が十分ではなく、１μｍ以下の超微細粒
が得られず、大角粒界の割合も５０％未満と低かった。
条件Ｋは、板厚方向と板幅方向の圧下を組み合わせては
いるものの、圧延温度が適性な範囲よりも高いため結晶
粒径が粗大化し、１μｍ以下の超微細粒組織が得られな
かった。条件Ｌは、圧延温度が適性な範囲よりも低いた
め、加工硬化した組織のままであり、強度は高くなるも
のの、延性および靭性に劣るという結果になった。
を組み合わせてはいるものの、総累積圧下率が小さいた
め、組織微細化が十分ではなく、１μｍ以下の超微細粒
が得られず、大角粒界の割合も５０％未満と低かった。
条件Ｋは、板厚方向と板幅方向の圧下を組み合わせては
いるものの、圧延温度が適性な範囲よりも高いため結晶
粒径が粗大化し、１μｍ以下の超微細粒組織が得られな
かった。条件Ｌは、圧延温度が適性な範囲よりも低いた
め、加工硬化した組織のままであり、強度は高くなるも
のの、延性および靭性に劣るという結果になった。
【００５１】もちろん、この発明は以上の例に限定され
るものではなく、細部については様々な態様が可能であ
ることは言うまでもない。
るものではなく、細部については様々な態様が可能であ
ることは言うまでもない。
【００５２】
【発明の効果】以上詳しく説明した通り、この発明によ
って、合金元素を添加することなく粒径を１μｍ以下に
超微細化することで強度を高めることができ、環境的、
リサイクル性にも貢献することのできる超微細粒組織を
有する厚鋼板の製造方法と、粒径が１μｍ以下に超微細
化され、大角粒界で囲まれた超微細粒組織を有する、高
強度かつ高靭性な厚鋼板が提供される。
って、合金元素を添加することなく粒径を１μｍ以下に
超微細化することで強度を高めることができ、環境的、
リサイクル性にも貢献することのできる超微細粒組織を
有する厚鋼板の製造方法と、粒径が１μｍ以下に超微細
化され、大角粒界で囲まれた超微細粒組織を有する、高
強度かつ高靭性な厚鋼板が提供される。
【図１】ロール圧延機による板厚方向での圧延と、堅ロ
ールによる板幅方向の圧延を組み合わせた、多方向圧下
圧延を例示した図である。
ールによる板幅方向の圧延を組み合わせた、多方向圧下
圧延を例示した図である。
【図２】ロール圧延機による板厚方向での圧延後に鋼材
を９０°回転させて板厚方向で圧延する多方向圧下圧延
を例示した図である。
を９０°回転させて板厚方向で圧延する多方向圧下圧延
を例示した図である。
【図３】通常のロール圧延機による圧延に、幅プレス、
鍛造機による圧延を組み合わせた多方向圧下圧延を例示
した図である。
鍛造機による圧延を組み合わせた多方向圧下圧延を例示
した図である。
─────────────────────────────────────────────────────
フロントページの続き
(72)発明者 鳥塚 史郎
茨城県つくば市千現１丁目２番１号 独立
行政法人物質・材料研究機構内
(72)発明者 長井 寿
茨城県つくば市千現１丁目２番１号 独立
行政法人物質・材料研究機構内
Ｆターム(参考） 4E002 AD07 BC05 BC07 BD01 CB01
4K032 AA01 AA04 AA05 AA16 AA27
AA29 AA31 BA01 CB02 CC01
CC02
Claims (11)
- 【請求項１】 鋼材に対して、３５０〜７５０℃の温度
範囲において、次式（１）〜（３） 【数１】 （式中、ＲT,i，ＲW,i，ＲL,iは、それぞれ最終板形状
の板厚方向、板幅方向、板長手方向を圧下方向とするｉ
番目の圧下パスの圧下率（％）を示す）でそれぞれ表さ
れる板厚方向、板幅方向、板長手方向の累積圧下歪
εT，εW，ε Lのうちの少なくとも２つが０．３以上で
あり、かつ、総累積圧下歪εT＋εW＋εLが１．８以上
となる多方向圧下温間多パス圧延を行うことを特徴とす
る超微細粒組織を有する厚鋼板の製造方法。 - 【請求項２】 鋼材におけるＦｅの結晶構造がｂｃｃで
ある場合、次式（４） 【数２】 （式中、ｔは圧延開始から終了までの時間（ｓ）、Ｔは
圧延温度（℃）あるいは各パスの圧延温度の平均
（℃）、Ｑは２５４０００を示す）で表される圧延条件
パラメータＺが１１以上となる多方向圧下温間多パス圧
延を行うことを特徴とする請求項１記載の超微細粒組織
を有する厚鋼板の製造方法。 - 【請求項３】 鋼材におけるＦｅの結晶構造がｆｃｃで
ある場合、次式（４） 【数３】 （式中、ｔは圧延開始から終了までの時間（ｓ）、Ｔは
圧延温度（℃）あるいは各パスの圧延温度の平均
（℃）、Ｑは３１００００を示す）で表される圧延条件
パラメータＺが２０以上となる多方向圧下温間多パス圧
延を行うことを特徴とする請求項１記載の超微細粒組織
を有する厚鋼板の製造方法。 - 【請求項４】 鋼材として、第２相の分布状態を表すパ
ラメータｆ/ｄ（ｆは第２相の分率、ｄは第２相の平均
直径（μｍ）を示す）が０．０３以上の複相組織を有す
る鋼材を用いることを特徴とする請求項１ないし３いず
れかに記載の超微細粒組織を有する厚鋼板の製造方法。 - 【請求項５】 連続した同一圧下方向での圧延パスの累
積圧下歪が０．３以上になるように圧延することを特徴
とする請求項１ないし４いずれかに記載の超微細粒組織
を有する厚鋼板の製造方法。 - 【請求項６】 圧延に代えて、鍛造機あるいはプレス機
を用い、板厚方向、板幅方向、板長手方向のうちの少な
くとも１方向を圧下方向とする加工を施すことを特徴と
する請求項１ないし５いずれかに記載の超微細粒組織を
有する厚鋼板の製造方法。 - 【請求項７】 厚さが１０ｍｍ以上の厚鋼板であって、
板厚方向の中心部における結晶粒径が、厚鋼板の全面に
渡って１μｍ以下とされていることを特徴とする厚鋼
板。 - 【請求項８】 合金元素としてのＣｒ、Ｎｉ、Ｍｏが添
加されることなく、圧延ままで、引っ張り強さが６５０
ＭＰａ以上、かつシャルピー破面遷移温度が−１７０℃
以下であることを特徴とする請求項７記載の厚鋼板。 - 【請求項９】 引っ張り強さが７００ＭＰａ以上である
ことを特徴とする請求項７または８記載の厚鋼板。 - 【請求項１０】 引っ張り強さが１０１０ＭＰａ以上
で、かつシャルピー破面遷移温度が−１７０℃以下であ
ることを特徴とする請求項７ないし９いずれかに記載の
厚鋼板。 - 【請求項１１】 シャルピー破面遷移温度が−１９６℃
以下であることを特徴とする請求項７ないし１０いずれ
かに記載の厚鋼板。
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|---|---|---|---|
| JP2002054670A JP3983065B2 (ja) | 2002-02-28 | 2002-02-28 | 超微細粒組織を有する厚鋼板の製造方法と厚鋼板 |
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| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2002054670A JP3983065B2 (ja) | 2002-02-28 | 2002-02-28 | 超微細粒組織を有する厚鋼板の製造方法と厚鋼板 |
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| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2003253332A true JP2003253332A (ja) | 2003-09-10 |
| JP3983065B2 JP3983065B2 (ja) | 2007-09-26 |
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ID=28665762
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| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2002054670A Expired - Lifetime JP3983065B2 (ja) | 2002-02-28 | 2002-02-28 | 超微細粒組織を有する厚鋼板の製造方法と厚鋼板 |
Country Status (1)
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|---|---|
| JP (1) | JP3983065B2 (ja) |
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
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| CN100430182C (zh) * | 2005-11-18 | 2008-11-05 | 东北大学 | 一种纳米晶粒低碳微合金钢的制备方法 |
| JP2018090874A (ja) * | 2016-12-06 | 2018-06-14 | 新日鐵住金株式会社 | 焼付硬化性に優れる高強度鋼板および製造方法 |
| CN108950393A (zh) * | 2014-06-20 | 2018-12-07 | 株式会社神户制钢所 | 高强度钢板及其制造方法 |
| CN116005068A (zh) * | 2022-12-13 | 2023-04-25 | 江苏鸿泰钢铁有限公司 | 一种屈服强度600MPa级的高强度螺纹钢 |
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2002
- 2002-02-28 JP JP2002054670A patent/JP3983065B2/ja not_active Expired - Lifetime
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