JP2019502018A - 脆性亀裂伝播抵抗性及び溶接部の脆性亀裂開始抵抗性に優れた高強度鋼材及びその製造方法 - Google Patents

脆性亀裂伝播抵抗性及び溶接部の脆性亀裂開始抵抗性に優れた高強度鋼材及びその製造方法 Download PDF

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Abstract

脆性亀裂伝播抵抗性及び溶接部の脆性亀裂開始抵抗性に優れた高強度鋼材及びその製造方法を提供する。本発明の一側面によると、重量％で、Ｃ：０．０５〜０．０９％、Ｍｎ：１．５〜２．２％、Ｎｉ：０．３〜１．２％、Ｎｂ：０．００５〜０．０４％、Ｔｉ：０．００５〜０．０４％、Ｃｕ：０．１〜０．８％、Ｓｉ：０．０５〜０．３％、Ａｌ：０．００５〜０．０５％、Ｐ：１００ｐｐｍ以下、Ｓ：４０ｐｐｍ以下、残りＦｅ及びその他の不可避不純物からなり、中心部の微細組織が、アシキュラーフェライトとグラニュラーベイナイトの混合相、上部ベイナイト、及び残りのフェライト、パーライト、島状マルテンサイト（ＭＡ）からなる群より選択される１種以上からなり、表面直下２ｍｍ以下の領域における表面部の微細組織が、フェライト、及び残りのベイナイト、マルテンサイトのうち１種以上からなり、且つ、溶接時に形成される溶接熱影響部が、面積％で、５％以下の島状マルテンサイトを含む脆性亀裂伝播抵抗性及び溶接部の脆性亀裂開始抵抗性に優れた高強度鋼材及びその製造方法が提供される。本発明によると、高降伏強度を有するとともに、脆性亀裂伝播抵抗性及び溶接部の脆性亀裂開始抵抗性に優れた高強度鋼材を得ることができる。

Description

本発明は、脆性亀裂伝播抵抗性及び溶接部の脆性亀裂開始抵抗性に優れた高強度鋼材及びその製造方法に関するものである。
近年、国内外の船舶、海洋、建築、及び土木分野で用いられる構造物を設計するにあたり、高強度特性を有する極厚物鋼の開発が求められている。
構造物の設計時に高強度鋼を用いる場合、構造物の形態を軽量化することができるため、経済的な利益が得られるだけでなく、鋼板の厚さを薄くすることができるため、加工及び溶接作業の容易性を同時に確保することができる。
一般に、高強度鋼の場合、極厚物材の製造時に総圧下率が低下し、薄物材に比べて十分な変形が行われないため、極厚物材の微細組織が粗大となり、これに伴い、結晶粒度が最も大きな影響を与える低温物性が低下するようになる。
特に、構造物の安定性を示す脆性亀裂伝播抵抗性の場合、船舶などの主要構造物への適用時に保証を求める事例が増加しつつあるが、微細組織が粗大化すると、脆性亀裂伝播抵抗性が非常に低下する現象が発生するため、極厚物高強度鋼材の脆性亀裂伝播抵抗性を向上させることは非常に難しい状況である。
一方、降伏強度４６０ＭＰａ以上の高強度鋼では、脆性亀裂伝播抵抗性を向上させるために、表層部の粒度を微細化するための仕上げ圧延時における表面冷却の適用、及び圧延時における曲げ応力の付与による粒度調節といった多様な技術が導入された。
しかし、上記技術の場合、表層部の組織微細化には有利であるが、表層部を除いた残りの組織粗大化による衝撃靭性の低下は解決できないため、脆性亀裂伝播抵抗性への根本的な対策とは言い難い。
これに加え、最近の大型コンテナ船などに適用される鋼材に対して、脆性亀裂開始自体を制御することにより、船舶の安全性を向上させようとした設計概念が導入されるにつれて、一般的に脆性亀裂開始に関連して最も脆弱な部位であるとされる溶接熱影響部の脆性亀裂開始抵抗性を保証する事例が増加している。
一般に、高強度鋼の場合、溶接熱影響部（ＨＡＺ；Ｈｅａｔ Ａｆｆｅｃｔｅｄ Ｚｏｎｅ）の微細組織がベイナイトなどの強度の高い低温変態相からなるため、溶接部の熱影響部（ＨＡＺ）の靭性が非常に弱くなるという欠点を有する。
特に、構造物の安定性を評価するために、一般的に行われるＣＴＯＤ評価（Ｃｒａｃｋ Ｔｉｐ Ｏｐｅｎｉｎｇ Ｄｉｓｐｌａｃｅｍｅｎｔ）における脆性亀裂開始抵抗性の場合には、低温変態相の生成時に未変態オーステナイトから生成される島状マルテンサイトが脆性亀裂発生の核生成サイト（ｓｉｔｅ）になるため、高強度鋼材の脆性亀裂発生抵抗性を向上させることが非常に難しいのが実情である。
従来の降伏強度４６０ＭＰａ以上の高強度鋼の場合、溶接部の脆性亀裂開始抵抗性を向上させるために、ＴｉＮを用いて溶接熱影響部の微細組織を微細化するか、または酸化物（ｏｘｉｄｅ ｍｅｔａｌｌｕｒｇｙ）を用いて溶接熱影響部にフェライトを形成させる努力がなされた。しかしこれは、組織微細化による衝撃靭性の向上に一部役立つが、脆性亀裂開始抵抗性の低下に大きな影響を与える島状マルテンサイトの分率の低減には大きな効果がない。
また、母材の脆性亀裂開始抵抗性は、焼戻し（ｔｅｍｐｅｒｉｎｇ）などを介して島状マルテンサイトを他の相に変態させることで物性を確保することが可能であるが、熱履歴によって焼戻し（ｔｅｍｐｅｒｉｎｇ）の効果がなくなる溶接熱影響部の場合には、これを適用することが不可能である。
一方、島状マルテンサイトの生成を最小限に抑えるためには、Ｃ、Ｎｂなどの元素を低減する必要があるが、これを低減すると、強度のレベルを確保することが難しく、強度のレベルを確保するために、Ｍｏ、Ｎｉなどの高価な元素を多量添加しなければならないため経済性が低下するという問題がある。
本発明の一側面は、脆性亀裂伝播抵抗性及び溶接部の脆性亀裂開始抵抗性に優れた高強度鋼材を提供することにその目的がある。
本発明の他の一側面は、脆性亀裂伝播抵抗性及び溶接部の脆性亀裂開始抵抗性に優れた高強度鋼材の製造方法を提供することにその目的がある。
本発明の一側面によると、重量％で、Ｃ：０．０５〜０．０９％、Ｍｎ：１．５〜２．２％、Ｎｉ：０．３〜１．２％、Ｎｂ：０．００５〜０．０４％、Ｔｉ：０．００５〜０．０４％、Ｃｕ：０．１〜０．８％、Ｓｉ：０．０５〜０．３％、Ａｌ：０．００５〜０．０５％、Ｐ：１００ｐｐｍ以下、Ｓ：４０ｐｐｍ以下、残りＦｅ及びその他の不可避不純物からなり、中心部の微細組織が、面積％で、７０％以上のアシキュラーフェライト（ａｃｉｃｕｌａｒ ｆｅｒｒｉｔｅ）とグラニュラーベイナイト（ｇｒａｎｕｌａｒ ｂａｉｎｉｔｅ）の混合相、２０％以下の上部ベイナイト（ｕｐｐｅｒ ｂａｉｎｉｔｅ）、及び残りのフェライト、パーライト、島状マルテンサイト（ＭＡ）からなる群より選択される１種以上からなり、前記上部ベイナイトのＥＢＳＤ方法で測定された１５°以上の高境界角を有する有効結晶粒の円相当直径が１５μｍ（マイクロメートル）以下であり、表面直下２ｍｍ以下の領域における表面部の微細組織が、面積％で、２０％以上のフェライト、及び残りのベイナイト、マルテンサイトのうち１種以上からなり、且つ、溶接時に形成される溶接熱影響部が、面積％で、５％以下の島状マルテンサイトを含む脆性亀裂伝播抵抗性及び溶接部の脆性亀裂開始抵抗性に優れた高強度鋼材が提供される。
前記Ｃｕ及びＮｉの含有量は、Ｃｕ／Ｎｉの重量比が０．８以下、好ましくは０．６以下となるように設定されることができる。
前記鋼材は、降伏強度が４６０ＭＰａ以上であることが好ましい。
前記鋼材は、鋼材の厚さ方向に、鋼材の厚さ１／２ｔ（ｔ：鋼板の厚さ）の位置におけるシャルピー破面遷移温度が−４０℃以下であることが好ましい。
本発明の他の一側面によると、重量％で、Ｃ：０．０５〜０．０９％、Ｍｎ：１．５〜２．２％、Ｎｉ：０．３〜１．２％、Ｎｂ：０．００５〜０．０４％、Ｔｉ：０．００５〜０．０４％、Ｃｕ：０．１〜０．８％、Ｓｉ：０．０５〜０．３％、Ａｌ：０．００５〜０．０５％、Ｐ：１００ｐｐｍ以下、Ｓ：４０ｐｐｍ以下、残りＦｅ及びその他の不可避不純物からなるスラブを１０００〜１１００℃で再加熱した後、１１００〜９００℃の温度で粗圧延する段階と、前記粗圧延されたバー（ｂａｒ）を、中心部温度を基準に、Ａｒ３＋６０℃〜Ａｒ３℃の温度範囲で仕上げ圧延して鋼板を得る段階と、前記鋼板を５００℃以下の温度まで冷却する段階と、を含む脆性亀裂伝播抵抗性及び溶接部の脆性亀裂開始抵抗性に優れた高強度鋼材の製造方法が提供される。
前記粗圧延時の最後の３パス（ｐａｓｓ）に対しては、パス（ｐａｓｓ）当たりの圧下率を５％以上、総累積圧下率を４０％以上とすることが好ましい。
前記粗圧延時の最後の３パス（ｐａｓｓ）に対しては、変形速度（Ｓｔｒａｉｎ ｒａｔｅ）を２／ｓｅｃ以下とすることが好ましい。
前記粗圧延後仕上げ圧延前のバーの厚さ中心部の結晶粒サイズは１５０μｍ以下、好ましくは１００μｍ以下、より好ましくは８０μｍ以下であることができる。
前記仕上げ圧延時の圧下比は、スラブの厚さ（ｍｍ）／仕上げ圧延後の鋼板の厚さ（ｍｍ）の比が３．５以上、好ましくは４以上になるように設定することができる。
前記仕上げ圧延時の累積圧下率は４０％以上に維持することが好ましく、調質圧延を除いたパス当たりの圧下率は４％以上に維持することが好ましい。ここで、調質圧延とは、板の平坦度を確保するために、低圧下率で圧延する過程を意味する。
前記鋼板の冷却は２℃／ｓ以上の中心部冷却速度で行うことができる。
前記鋼板の冷却は、３〜３００℃／ｓの平均冷却速度で行うことができる。
さらに、上記した課題の解決手段は、本発明の特徴をすべて列挙したものではない。本発明の様々な特徴とそれに伴う利点及び効果は、以下の具体的な実施形態を通じてより詳細に理解することができる。
本発明によると、高降伏強度を有するとともに、脆性亀裂伝播抵抗性及び溶接部の脆性亀裂開始抵抗性に優れた高強度鋼材を得ることができる。
本発明の発明者らは、厚さが厚い鋼材の降伏強度、ならびに脆性亀裂伝播抵抗性及び溶接部の脆性亀裂開始抵抗性を向上させるために研究と実験を行った結果、本発明を提案するようになった。
本発明は、鋼材の鋼組成、組織及び製造条件を制御して、厚さが厚い鋼材の降伏強度、ならびに脆性亀裂伝播抵抗性及び溶接部の脆性亀裂開始抵抗性をより向上させたものである。
本発明の主要概念は次のとおりである。
１）固溶強化を通じて強度を向上させるために鋼組成を適切に制御する。特に、固溶強化のために、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｕ及びＳｉの含有量を最適化する。
２）硬化能向上を通じて強度を向上させるために鋼組成を適切に制御する。特に、硬化能向上のために、Ｃの含有量だけでなく、Ｍｎ、Ｎｉ、及びＣｕの含有量を最適化する。
このように硬化能を向上させることで、低い冷却速度でも厚い鋼材の中心部まで微細組織が確保される。
３）島状マルテンサイトの分率を制御するために組成を適切に制御する。特に、島状マルテンサイトの生成に影響を与えるＣ、Ｓｉ、及びＮｂの含有量を最適化する。
このように鋼組成を最適化させることで、溶接熱影響部においても優れた脆性亀裂開始抵抗性が確保される。
４）強度及び脆性亀裂伝播抵抗性を向上させるために鋼材の組織を制御することが好ましい。特に、鋼材の厚さ方向における中心部領域及び表層部領域の組織を制御する。
このように微細組織を制御することにより、鋼材に必要な強度を確保するとともに、亀裂の生成を助長する微細組織を除外させることで、脆性亀裂伝播抵抗性を向上させる。
５）鋼材の組織をより微細化させるために粗圧延条件を制御することが好ましい。
特に、粗圧延時の圧下条件を制御することにより、中心部に微細な組織が確保されるようにする。これにより、アシキュラーフェライト（ａｃｉｃｕｌａｒ ｆｅｒｒｉｔｅ）とグラニュラーベイナイト（ｇｒａｎｕｌａｒ ｂａｉｎｉｔｅ）の生成も促進される。
６）鋼材の組織をより微細化させるために仕上げ圧延条件を制御する。特に、仕上げ圧延温度及び圧下条件を制御することにより、仕上げ圧延時のオーステナイト中に変形帯を多く生成させてフェライトの核生成サイト（ｓｉｔｅ）を多く確保することで、鋼材の中心部まで微細組織が確保されるようにする。これにより、アシキュラーフェライト（ａｃｉｃｕｌａｒ ｆｅｒｒｉｔｅ）とグラニュラーベイナイト（ｇｒａｎｕｌａｒ ｂａｉｎｉｔｅ）の生成も促進される。
以下、本発明の一側面による脆性亀裂伝播抵抗性及び脆性亀裂開始抵抗性に優れた高強度鋼材について詳細に説明する。
本発明の一側面による脆性亀裂伝播抵抗性及び溶接部の脆性亀裂開始抵抗性に優れた高強度鋼材は、重量％で、Ｃ：０．０５〜０．０９％、Ｍｎ：１．５〜２．２％、Ｎｉ：０．３〜１．２％、Ｎｂ：０．００５〜０．０４％、Ｔｉ：０．００５〜０．０４％、Ｃｕ：０．１〜０．８％、Ｓｉ：０．０５〜０．３％、Ａｌ：０．００５〜０．０５％、Ｐ：１００ｐｐｍ以下、Ｓ：４０ｐｐｍ以下、残りＦｅ及びその他の不可避不純物からなり、中心部の微細組織が、面積％で、７０％以上のアシキュラーフェライト（ａｃｉｃｕｌａｒ ｆｅｒｒｉｔｅ）とグラニュラーベイナイト（ｇｒａｎｕｌａｒ ｂａｉｎｉｔｅ）の混合相、２０％以下の上部ベイナイト（ｕｐｐｅｒ ｂａｉｎｉｔｅ）、及び残りのフェライト、パーライト、島状マルテンサイト（ＭＡ）からなる群より選択される１種以上からなり、上記上部ベイナイトのＥＢＳＤ方法で測定された１５°以上の高境界角を有する有効結晶粒の円相当直径が１５μｍ（マイクロメートル）以下であり、表面直下２ｍｍ以下の領域における表面部の微細組織が、面積％で、２０％以上のフェライト、及び残りのベイナイト、マルテンサイトのうち１種以上からなり、且つ、溶接時に形成される溶接熱影響部が、面積％で、５％以下の島状マルテンサイトを含む。
以下、本発明の鋼成分及び成分範囲について説明する。
Ｃ（炭素）：０．０５〜０．０９重量％（以下、「％」と称する）
Ｃは、基本的な強度を確保するために最も重要な元素であるため、適切な範囲内で鋼中に含有される必要がある。このような添加効果を得るためには、Ｃを０．０５％以上添加することが好ましい。しかし、Ｃの含有量が０．０９％を超えると、大量の島状マルテンサイトが溶接熱影響部に生成されて脆性亀裂開始抵抗性を低下させ、母材のフェライト自体の高強度や低温変態相の多量生成などにより、低温靭性を低下させるため、上記Ｃの含有量は０．０５〜０．０９％に限定することが好ましい。また、上記Ｃの含有量は０．０５５〜０．０８％に限定することがより好ましく、０．０６〜０．０７５％に限定することがさらに好ましい。
Ｍｎ（マンガン）：１．５〜２．２％
Ｍｎは、固溶強化により強度を向上させ、低温変態相が生成されるように硬化能を向上させる有用な元素である。また、硬化能向上により、遅い冷却速度でも低温変態相を生成させることができるため、極厚物材の中心部の強度を確保するための主な元素である。
よって、このような効果を得るためには、１．５％以上添加されることが好ましい。
しかし、Ｍｎの含有量が２．２％を超えると、過度な硬化能の増加により、上部ベイナイト（Ｕｐｐｅｒ ｂａｉｎｉｔｅ）及びマルテンサイトの生成を促進し、衝撃靭性及び脆性亀裂伝播抵抗性を低下させ、溶接熱影響部の靭性も低下させる。したがって、上記Ｍｎの含有量は１．５〜２．２％に限定することが好ましい。また、上記Ｍｎの含有量は１．６〜２．０％に限定することがより好ましく、１．６５〜１．９５％に限定することがさらに好ましい。
Ｎｉ（ニッケル）：０．３〜１．２％
Ｎｉは低温で転位の交差すべり（Ｃｒｏｓｓ ｓｌｉｐ）を容易にして衝撃靭性及び硬化能を向上させることで強度を向上させる重要な元素である。このような効果を得るためには、０．３％以上添加されることが好ましい。しかし、上記Ｎｉが１．２％以上添加されると、硬化能が上昇しすぎることが原因で低温変態相が生成されて靭性を低下させ、他の硬化能元素に比べてＮｉの高価なコストが原因で製造コストを上昇させる可能性があるため、上記Ｎｉの含有量の上限は１．２％に限定することが好ましい。また、Ｎｉの含有量は、０．４〜１．０％に限定することがより好ましく、０．４５〜０．９％に限定することがさらに好ましい。
Ｎｂ（ニオブ）：０．００５〜０．０４％
Ｎｂは、ＮｂＣまたはＮｂＣＮの形で析出して母材の強度を向上させる。
また、高温で再加熱する際に固溶されたＮｂは、圧延時にＮｂＣの形で非常に微細に析出してオーステナイトの再結晶を抑制することで組織を微細化させるという効果を奏する。したがって、Ｎｂは０．００５％以上添加されることが好ましい。しかし、過剰に添加する場合、溶接熱影響部の島状マルテンサイトの生成を促進させて脆性亀裂開始抵抗性を低下させ、鋼材の端に脆性クラックを誘発させる可能性があるため、Ｎｂの含有量の上限は０．０４％に制限することが好ましい。また、Ｎｂの含有量は０．０１〜０．０３５％に限定することがより好ましく、０．０１５〜０．０３％に限定することがさらに好ましい。
Ｔｉ（チタン）：０．００５〜０．０４％
Ｔｉは、再加熱時にＴｉＮとして析出して母材及び溶接熱影響部の結晶粒成長を抑制し、低温靭性を大幅に向上させる成分である。このような添加効果を得るためには、０．００５％以上添加することが好ましい。しかし、Ｔｉが過多に添加されると、連続鋳造ノズルの詰まりや中心部の晶出によって低温靭性が低下する可能性があるため、Ｔｉの含有量は０．００５〜０．０４％に限定することが好ましい。また、Ｔｉの含有量は、０．００８〜０．０３％に限定することがより好ましく、０．０１〜０．０２％に限定することがさらに好ましい。
Ｓｉ：０．０５〜０．３％
Ｓｉは、置換型元素として固溶強化により鋼材の強度を向上させ、強力な脱酸効果を有するため、清浄鋼の製造に欠かせない元素である。したがって、Ｓｉを０．０５％以上添加することが好ましい。しかし、多量添加すると、粗大な島状マルテンサイト（ＭＡ）相を生成させ、脆性亀裂伝播抵抗性及び溶接部の脆性亀裂開始抵抗性を低下させることがあるため、上記Ｓｉの含有量の上限は０．３％に制限することが好ましい。また、Ｓｉの含有量は、０．１〜０．２５％に限定することがより好ましく、０．１〜０．２％に限定することがさらに好ましい。
Ｃｕ：０．１〜０．８％
Ｃｕは、硬化能を向上させ、固溶強化を起こして鋼材の強度を向上させる主要な元素であり、焼戻し（ｔｅｍｐｅｒｉｎｇ）の適用時にイプシロンＣｕ析出物の生成を通じて降伏強度を上げる主要な元素である。したがって、Ｃｕを０．１％以上添加することが好ましい。しかし、多量添加すると、製鋼工程において赤熱脆性（ｈｏｔ ｓｈｏｒｔｎｅｓｓ）によるスラブの亀裂を発生させることがあるため、上記Ｃｕの含有量の上限は０．８％に制限することが好ましい。また、Ｃｕの含有量は、０．２〜０．６％に限定することがより好ましく、０．２５〜０．５％に限定することがさらに好ましい。
上記Ｃｕ及びＮｉの含有量は、Ｃｕ／Ｎｉの重量比が０．８以下、好ましくは０．６以下となるように設定することができる。また、０．５以下に限定することがより好ましい。
上記のようにＣｕ／Ｎｉの重量比を設定することで、表面品質をより改善することができる。
Ａｌ：０．００５〜０．０５％
Ａｌは、脱酸剤の役割を果たす成分である。しかし、過度に添加される場合には、介在物を形成して靭性を低下させることがあるため、Ａｌの含有量を０．００５〜０．０５％に制限することが好ましい。
Ｐ：１００ｐｐｍ以下、Ｓ：４０ｐｐｍ以下
Ｐ、Ｓは、結晶粒界に脆性を誘発するか、または粗大な介在物を形成させて脆性を誘発する元素であるため、脆性亀裂伝播抵抗性を向上させるために、Ｐ：１００ｐｐｍ以下、Ｓ：４０ｐｐｍ以下に制限することが好ましい。
本発明の残りの成分は鉄（Ｆｅ）である。
但し、通常の製造過程では、原料や周囲の環境から意図しない不純物が必然的に混入される可能性があるため、これを排除することはできない。かかる不純物は、通常の技術者であれば誰でも分かるものであるため、そのすべての内容を具体的に言及しない。
本発明の鋼材は、中心部の微細組織が、面積％で、７０％以上のアシキュラーフェライト（ａｃｉｃｕｌａｒ ｆｅｒｒｉｔｅ）とグラニュラーベイナイト（ｇｒａｎｕｌａｒ ｂａｉｎｉｔｅ）の混合相、２０％以下の上部ベイナイト（ｕｐｐｅｒ ｂａｉｎｉｔｅ）、及び残りのフェライト、パーライト、島状マルテンサイト（ＭＡ）からなる群より選択される１種以上からなり、上記上部ベイナイトのＥＢＳＤ方法で測定された１５°以上の高境界角を有する有効結晶粒の円相当直径が１５μｍ（マイクロメートル）以下であり、表面直下２ｍｍ以下の領域における表面部の微細組織が、面積％で、２０％以上のフェライト、及び残りのベイナイト、マルテンサイトのうち１種以上からなり、且つ、溶接時に形成される溶接熱影響部が、面積％で、５％以下の島状マルテンサイトを含む。
上記中心部の微細組織の上記アシキュラーフェライト（ａｃｉｃｕｌａｒ ｆｅｒｒｉｔｅ）とグラニュラーベイナイト（ｇｒａｎｕｌａｒ ｂａｉｎｉｔｅ）の混合相の分率が７０％未満の場合には、十分な降伏強度、例えば、４６０ＭＰａ以上の降伏強度を確保することが難しくなり得る。したがって、アシキュラーフェライトとグラニュラーベイナイトの混合相の分率は、７５％以上に限定することがより好ましく、８０％以上に限定することがさらに好ましい。
上記アシキュラーフェライト（ａｃｉｃｕｌａｒ ｆｅｒｒｉｔｅ）の分率は、２０〜７０％であることが好ましい。アシキュラーフェライト（ａｃｉｃｕｌａｒ ｆｅｒｒｉｔｅ）の分率が７０％を超えると、強度低下が原因で十分な降伏強度、例えば、４６０ＭＰａ以上の降伏強度を確保することが難しくなる可能性がある。また、２０％未満の場合には、高強度が原因で衝撃靭性が低下するおそれがある。尚、アシキュラーフェライトの分率は、３０〜５０％に限定することがより好ましく、３０〜４０％に限定することがさらに好ましい。
上記グラニュラーベイナイト（ｇｒａｎｕｌａｒ ｂａｉｎｉｔｅ）の分率は、１０〜６０％であることが好ましい。グラニュラーベイナイト（ｇｒａｎｕｌａｒ ｂａｉｎｉｔｅ）の分率が６０％を超えると、高強度が原因で衝撃靭性が低下する可能性があり、１０％未満の場合には、強度低下が原因で十分な降伏強度、例えば、４６０ＭＰａ以上の降伏強度を確保することが難しくなるおそれがある。また、グラニュラーベイナイトの分率は、２０〜５０％に限定することがより好ましく、３０〜５０％に限定することがさらに好ましい。
上記中心部の上部ベイナイトの分率が２０％を超えると、脆性亀裂伝播時に、クラック先端に微細クラックを誘発させて脆性亀裂伝播抵抗性を低下させるため、中心部の上部ベイナイトの分率は２０％以下であることが好ましい。また、上部ベイナイトの分率は、１５％以下に限定することがより好ましく、１０％以下に限定することがさらに好ましい。
上記中心部の上部ベイナイトのＥＢＳＤ方法で測定された１５°以上の高境界角を有する有効結晶粒の円相当直径が１５μｍ（マイクロメートル）を超えると、低い上部ベイナイトの分率にもかかわらず、クラックが容易に誘発されるという問題があるため、中心部の上部ベイナイトの有効結晶粒の円相当直径は１５μｍ（マイクロメートル）以下であることが好ましい。
上記表面直下２ｍｍ以下の領域における表面部の微細組織が２０％以上のフェライトを含む場合、脆性亀裂伝播時に、表面における亀裂伝播を効果的に妨害することにより脆性亀裂伝播抵抗性を向上させることができる。また、フェライトの分率は、３０％以上に限定することがより好ましく、４０％以上に限定することがさらに好ましい。上記中心部及び表面部の微細組織中の上記フェライトとは、多角形フェライト（Ｐｏｌｙｇｏｎａｌ ｆｅｒｒｉｔｅ）または延伸された多角形フェライト（Ｅｌｏｎｇａｔｇｅｄ Ｐｏｌｙｇｏｎａｌ ｆｅｒｒｉｔｅ）を意味する。
上記鋼材の溶接熱影響部の島状マルテンサイトが５％を超えると、クラック開始出発点として作用して脆性亀裂開始抵抗性を低下させるため、溶接熱影響部の島状マルテンサイトの分率は５％以下であることが好ましい。
上記溶接時の溶接入熱量は０．５〜１０ｋＪ／ｍｍであることができる。
上記溶接時の溶接方法としては、特に限定されるものではないが、例えば、ＦＣＡＷ（Ｆｌｕｘ Ｃｏｒｅｄ Ａｒｃ Ｗｅｌｄｉｎｇ）やＳＡＷ（Ｓｕｂｍｅｒｇｅｄ Ａｒｃ Ｗｅｌｄｉｎｇ）などを挙げることができる。
上記鋼材は、降伏強度が４６０ＭＰａ以上であることが好ましい。
上記鋼材は、鋼材の厚さ方向に鋼材の厚さ１／２ｔ（ｔ：鋼板の厚さ）の位置におけるシャルピー破面遷移温度が−４０℃以下であることが好ましい。
上記鋼材は、５０ｍｍ以上の厚さを有することができ、５０〜１００ｍｍの厚さを有することが好ましい。
以下、本発明の他の側面による脆性亀裂伝播抵抗性に優れた高強度鋼材の製造方法について詳細に説明する。
本発明の他の側面による脆性亀裂伝播抵抗性及び溶接部の脆性亀裂開始抵抗性に優れた高強度鋼材の製造方法は、重量％で、Ｃ：０．０５〜０．０９％、Ｍｎ：１．５〜２．２％、Ｎｉ：０．３〜１．２％、Ｎｂ：０．００５〜０．０４％、Ｔｉ：０．００５〜０．０４％、Ｃｕ：０．１〜０．８％、Ｓｉ：０．０５〜０．３％、Ａｌ：０．００５〜０．０５％、Ｐ：１００ｐｐｍ以下、Ｓ：４０ｐｐｍ以下、残りＦｅ及びその他の不可避不純物からなるスラブを１０００〜１１００℃で再加熱した後、１１００〜９００℃の温度で粗圧延する段階と、上記粗圧延されたバー（ｂａｒ）を、中心部温度を基準に、Ａｒ３＋６０℃〜Ａｒ３℃の温度範囲で仕上げ圧延して鋼板を得る段階と、上記鋼板を５００℃以下の温度まで冷却する段階と、を含む。
〔スラブ再加熱〕
粗圧延に先立ってスラブを再加熱する。スラブ再加熱温度は１０００℃以上とすることが好ましい。これは、鋳造中に形成されたＴｉ及び／またはＮｂの炭窒化物を固溶させるためである。但し、高すぎる温度で再加熱する場合には、オーステナイトが粗大化する可能性があるため、上記再加熱温度の上限は１１００℃であることが好ましい。
〔粗圧延〕
再加熱されたスラブを粗圧延する。粗圧延温度は、オーステナイトの再結晶が止まる温度（Ｔｎｒ）以上とすることが好ましい。圧延により鋳造中に形成されたデンドライトなどの鋳造組織が破壊され、オーステナイトのサイズを小さくするという効果も奏することができる。かかる効果を得るために、粗圧延温度は１１００〜９００℃に制限することが好ましい。また、粗圧延温度は１０５０〜９５０℃であることがより好ましい。
本発明では、粗圧延時の中心部の組織を微細化するために粗圧延時の最後の３パスに対しては、パス当たりの圧下率を５％以上、総累積圧下率を４０％以上とすることが好ましい。より好ましいパス当たりの圧下率は７〜２０％である。さらに好ましい総累積圧下率は４５％以上である。
粗圧延時の初期圧延により再結晶した組織は、高い温度によって結晶粒成長が起こるようになるが、最後の３パスを行う際には、圧延待機中にバーが空冷されることによって結晶粒の成長速度が遅くなり、その結果、粗圧延時の最後の３パスの圧下率が最終微細組織の粒度に最も大きな影響を与えるようになる。また、粗圧延のパス当たりの圧下率が低くなる場合、中心部に十分な変形が伝達されず、中心部の粗大化によって靭性の低下が発生することがある。したがって、最後の３パスのパス当たりの圧下率を５％以上に制限することが好ましい。一方、中心部の組織を微細化するために、粗圧延時の総累積圧下率は４０％以上に設定することが好ましい。
粗圧延時の最後の３パス（ｐａｓｓ）に対しては、変形速度（Ｓｔｒａｉｎ ｒａｔｅ）を２／ｓｅｃ以下とすることが好ましい。一般に、粗圧延時の厚いバー（ｂａｒ）の厚さにより、高圧下率で圧延することが難しいため、極厚物材の中心部まで圧下量を伝達することが難しくなり、中心部のオーステナイト粒度が粗大化するという問題がある。一方、変形速度が低くなるほど、少ない圧下量でも中心部まで変形が伝達され、粒度を微細化することができる利点がある。したがって、粗圧延時の最終粒度に最も大きな影響を与える最後の３パス（ｐａｓｓ）に対しては、変形速度を２／ｓｅｃ以下に制限することにより、中心部の粒度を微細にすることで、アシキュラーフェライトとグラニュラーベイナイトの生成を促進させることができる。
〔仕上げ圧延〕
粗圧延されたバーをＡｒ３（フェライト変態開始温度）＋６０℃〜Ａｒ３℃で仕上げ圧延して鋼板を得る。これは、より微細化された微細組織を得るためのものである。Ａｒ３温度直上で圧延を行う場合、オーステナイトの内部に変形帯を多く生成させてフェライトの核生成サイトを多く確保することで、鋼材の中心部まで微細組織が確保されるようにするという効果を得ることができる。また、オーステナイト内部に変形帯を効果的に多く生成させるために、仕上げ圧延時の累積圧下率を４０％以上に維持し、調質圧延を除いたパス当たりの圧下率を４％以上に維持することが好ましい。より好ましい累積圧下率は４０〜８０％である。
より好ましいパス当たりの圧下率は４．５％以上である。
仕上げ圧延温度をＡｒ３以下に下げる場合、粗大なフェライトが圧延前に生成されて圧延中に長く延伸されるため、逆に衝撃靭性を下げることになる。また、Ａｒ３＋６０℃以上で仕上げ圧延される場合、粒度微細化に効果的でないため、仕上げ圧延時の仕上げ圧延温度はＡｒ３＋６０℃〜Ａｒ３℃に設定することが好ましい。
本発明では、仕上げ圧延時の未再結晶領域における圧下率を４０〜８０％に制限することが好ましい。上記のように、未再結晶領域における圧下率を制御することにより、アシキュラーフェライト（ａｃｉｃｕｌａｒ ｆｅｒｒｉｔｅ）とグラニュラーベイナイト（ｇｒａｎｕｌａｒ ｂａｉｎｉｔｅ）の核生成サイトが多くなるため、これら組織の生成をさらに促進させることができる。上記未再結晶領域における圧下率が低すぎると、アシキュラーフェライト（ａｃｉｃｕｌａｒ ｆｅｒｒｉｔｅ）とグラニュラーベイナイト（ｇｒａｎｕｌａｒ ｂａｉｎｉｔｅ）を十分に確保することができない。一方、高すぎると、高圧下率に起因する礎石フェライトの生成により強度が低下するおそれがある。
上記粗圧延後仕上げ圧延前のバーの厚さ中心部の結晶粒サイズは１５０μｍ以下、好ましくは１００μｍ以下、より好ましくは８０μｍ以下とすることができる。上記粗圧延後仕上げ圧延前のバーの厚さ中心部の結晶粒サイズは、粗圧延条件などにより制御することができる。上記のように、上記粗圧延後仕上げ圧延前のバーの結晶粒サイズを制御する場合、オーステナイト結晶粒の微細化により、最終微細組織が微細化するため低温衝撃靭性が向上する利点をさらに有することができる。
上記仕上げ圧延時の圧下比は、スラブの厚さ（ｍｍ）／仕上げ圧延後の鋼板の厚さ（ｍｍ）の比が３．５以上、好ましくは４以上になるように設定することができる。上記のように圧下比を制御する場合、粗圧延及び仕上げ圧延時の圧下量を増加させることにより、最終微細組織の微細化を通じた降伏強度／引張強度の上昇、低温靭性の向上、及び厚さ中心部の粒度減少を通じた中心部の靭性の向上という利点をさらに有することができる。仕上げ圧延後に、鋼板は５０ｍｍ以上の厚さを有することができ、好ましくは５０〜１００ｍｍの厚さを有することができる。
〔冷却〕
仕上げ圧延後の鋼板を５００℃以下に冷却する。冷却終了温度が５００℃を超えると、微細組織が適切に形成されず十分な降伏強度、例えば、４６０ＭＰａ以上の降伏強度を確保することが難しくなる可能性がある。また、上記冷却終了温度が４００℃を超えると、アシキュラーフェライト（ＡＦ）とグラニュラーベイナイト（ＧＢ）の生成量が減少してオート焼戻し（ａｕｔｏ ｔｅｍｐｅｒｉｎｇ）の効果により強度が低下するおそれがある。したがって、好ましい冷却終了温度は４００℃以下である。
上記鋼板の冷却は２℃／ｓ以上の中心部冷却速度で行うことができる。鋼板の中心部冷却速度が２℃／ｓ未満の場合には、微細組織が適切に形成されず十分な降伏強度、例えば、４６０ＭＰａ以上の降伏強度を確保することが難しくなることがある。また、上記鋼板の冷却は、３〜３００℃／ｓの平均冷却速度で行うことができる。
以下、実施例を通じて本発明をより具体的に説明する。但し、かかる実施例の記載は、本発明の実施を例示するためのものであって、かかる実施例の記載によって本発明が制限されるものではない。本発明の権利範囲は、特許請求の範囲に記載された事項とそれから合理的に類推される事項によって決定されるためである。
下記表１の組成を有する厚さ４００ｍｍの鋼スラブを１０４５℃の温度で再加熱した後、１０２０℃の温度で粗圧延を開始してバーを製造した。粗圧延時の累積圧下率は５２％に同一に適用した。上記粗圧延されたバーの厚さは１９２ｍｍ、下記表２に示すように粗圧延後仕上げ圧延前の中心粒サイズは６６〜８２μｍであった。上記粗圧延時の最後の３ｐａｓｓの圧下率は７．９〜１４．１％、圧延時の変形速度は１．２２〜１．６８／ｓの範囲内であった。上記粗圧延後、下記表２に示す仕上げ圧延温度とＡｒ３温度の差の温度でパス当たり４．２〜５．６％の圧下率及び５０％の累積圧下率で仕上げ圧延を行い、下記表３の厚さを有する鋼板を得た後、中心部冷却速度３．８〜５．０℃／ｓｅｃで２４１〜３７８℃以下の温度に冷却した。以上のように製造された鋼板に対する微細組織、降伏強度、Ｋｃａ値（脆性亀裂伝播抵抗性係数）、ＣＴＯＤ値（脆性亀裂開始抵抗性係数）を調査し、その結果を下記表３及び表４に示した。下記表３の表面特性は、Ｃｕ／Ｎｉの添加比により発生する赤熱脆性（Ｈｏｔ ｓｈｏｒｔｎｅｓｓ）による表面部のスタークラックが発生するか否かを測定したものである。また、下記表４のＫｃａ値は鋼板に対してＥＳＳＯ試験（ｔｅｓｔ）を行って評価した値であり、ＣＴＯＤ値はＦＣＡＷ（１．０ｋＪ／ｍｍ）の溶接を行い、溶接熱影響部に対して組織分析及びＣＴＯＤ評価を行った結果である。
Figure 2019502018
Figure 2019502018
Figure 2019502018
Figure 2019502018
表１〜表４に示すように、比較例１の場合は、本発明で提示する仕上げ圧延時の仕上げ圧延温度−Ａｒ３の温度差を６０℃以上に制御されたものであって、高い温度で圧延が施されて中心部まで十分な圧下が加わらず、高い温度で冷却が開始したため、表面部に２０％以上のフェライトが生成されなかったことから、−１０℃で測定されたＫｃａ値が一般の造船用鋼材に要求される６０００を超えていないことが分かる。
比較例２の場合は、Ｃの含有量が本発明のＣの含有量の上限よりも高い値を有するものであって、粗圧延時の中心部に多量の粗大な上部ベイナイト（ｕｐｐｅｒ ｂａｉｎｉｔｅ）が生成されたことから、−１０℃で測定されたＫｃａ値が６０００以下の値を有し、溶接熱影響部にも多くの島状マルテンサイト（ＭＡ）の組織が生成されて、ＣＴＯＤ値が０．２５ｍｍ以下の値を有することが分かる。
比較例３の場合は、Ｓｉの含有量が本発明のＳｉの含有量の上限よりも高い値を有するものであって、Ｓｉが多量添加されることによって、溶接熱影響部に多量のＭＡ組織が生成されて、ＣＴＯＤ値が０．２５ｍｍ以下の値を有することが分かる。
比較例４の場合は、Ｍｎの含有量が本発明のＭｎの含有量の上限よりも高い値を有するものであって、高い硬化能が原因で中心部に多量の上部ベイナイトが生成されて、Ｋｃａ値も−１０℃で６０００以下の値を有することが確認できる。また、高いＣｅｑ値に起因する溶接熱影響部のＭＡ相の量が少ないにもかかわらず、ＣＴＯＤ値が０．２５以下であることが分かる。
比較例５の場合は、Ｎｉの含有量が本発明のＮｉの含有量の上限よりも高い値を有するものであって、高い硬化能が原因で多量の上部ベイナイトが中心部に生成され、これにより、Ｋｃａ値も−１０℃で６０００以下の値を有することが分かる。しかし、高いＮｉの含有量により、ＣＴＯＤ値には優れていることが確認できる。
比較例６の場合は、Ｎｂ、Ｔｉの含有量が本発明のＮｂ、Ｔｉの含有量の上限よりも高い値を有するものであって、他の条件がすべて本発明で提示する条件を満たしているにもかかわらず、高いＴｉ、Ｎｂが原因で溶接熱影響部に多量のＭＡ組織が生成され、ＣＴＯＤ値が０．２５ｍｍ以下の値を有することが分かる。
発明例７の場合は、本発明の好ましい一側面で提示するＣｕ／Ｎｉの比を超える成分を有するものであって、他の物性が非常に優れているにもかかわらず、表面にスタークラックが発生し、表面品質に異常があることが分かる。
比較例７の場合は、Ｃ、Ｍｎの含有量が本発明のＣ、Ｍｎの含有量の下限よりも低い値を有するものであって、低い硬化能が原因で中心部におけるＡＦ＋ＧＢの分率が非常に低く、多量のポリゴナルフェライト及び１０％以上のパーライト組織を有し、これにより、Ｋｃａ値が−１０℃で６０００以下の値を有することが分かる。
これに対し、本発明の成分範囲及び製造範囲を満たす発明例１〜６の場合には、中心部の微細組織のＡＦ＋ＧＢが７０％以上を有し、中心部の上部ベイナイトの分率が２０％以下であり、中心部の上部ベイナイトの１５°以上の高境界角を有する有効結晶粒の円相当直径が１５μｍ以下であり、溶接熱影響部のＭＡの相分率が５％未満であることが分かる。
発明例１〜６は、降伏強度４６０ＭＰａ以上、Ｋｃａ値が−１０℃で６０００以上の値を満たし、ＣＴＯＤ値も０．２５ｍｍ以上の優れた値を示すことが分かる。
以上、実施例を参照して説明したが、当該技術分野の熟練した当業者は、下記特許請求の範囲に記載された本発明の思想及び領域から逸脱しない範囲内で、本発明を多様に修正及び変更することができることを理解できる。

Claims (17)

  1. 重量％で、Ｃ：０．０５〜０．０９％、Ｍｎ：１．５〜２．２％、Ｎｉ：０．３〜１．２％、Ｎｂ：０．００５〜０．０４％、Ｔｉ：０．００５〜０．０４％、Ｃｕ：０．１〜０．８％、Ｓｉ：０．０５〜０．３％、Ａｌ：０．００５〜０．０５％、Ｐ：１００ｐｐｍ以下、Ｓ：４０ｐｐｍ以下、残りＦｅ及びその他の不可避不純物からなり、中心部の微細組織が、面積％で、７０％以上のアシキュラーフェライト（ａｃｉｃｕｌａｒ ｆｅｒｒｉｔｅ）とグラニュラーベイナイト（ｇｒａｎｕｌａｒ ｂａｉｎｉｔｅ）の混合相、２０％以下の上部ベイナイト（ｕｐｐｅｒ ｂａｉｎｉｔｅ）、及び残りのフェライト、パーライト、島状マルテンサイト（ＭＡ）からなる群より選択される１種以上からなり、前記上部ベイナイトのＥＢＳＤ方法で測定された１５°以上の高境界角を有する有効結晶粒の円相当直径が１５μｍ（マイクロメートル）以下であり、表面直下２ｍｍ以下の領域における表面部の微細組織が、面積％で、２０％以上のフェライト、及び残りのベイナイト、マルテンサイトのうち１種以上からなり、且つ、溶接時に形成される溶接熱影響部が、面積％で、５％以下の島状マルテンサイトを含むことを特徴とする脆性亀裂伝播抵抗性及び溶接部の脆性亀裂開始抵抗性に優れた高強度鋼材。
  2. 前記鋼材の厚さは５０ｍｍ以上であることを特徴とする請求項１に記載の脆性亀裂伝播抵抗性及び溶接部の脆性亀裂開始抵抗性に優れた高強度鋼材。
  3. 前記ＣｕとＮｉの含有量は、Ｃｕ／Ｎｉの重量比が０．８以下であることを特徴とする請求項１に記載の脆性亀裂伝播抵抗性及び溶接部の脆性亀裂開始抵抗性に優れた高強度鋼材。
  4. 前記溶接時の溶接入熱量は０．５〜１０ｋＪ／ｍｍであることを特徴とする請求項１に記載の脆性亀裂伝播抵抗性及び溶接部の脆性亀裂開始抵抗性に優れた高強度鋼材。
  5. 前記溶接時の溶接方法は、ＦＣＡＷ（Ｆｌｕｘ Ｃｏｒｅｄ Ａｒｃ Ｗｅｌｄｉｎｇ）またはＳＡＷ（Ｓｕｂｍｅｒｇｅｄ Ａｒｃ Ｗｅｌｄｉｎｇ）であることを特徴とする請求項４に記載の脆性亀裂伝播抵抗性及び溶接部の脆性亀裂開始抵抗性に優れた高強度鋼材。
  6. 前記鋼材は降伏強度が４６０ＭＰａ以上であることを特徴とする請求項１に記載の脆性亀裂伝播抵抗性及び溶接部の脆性亀裂開始抵抗性に優れた高強度鋼材。
  7. 前記鋼材は−１０℃で測定されたＫｃａ値が６０００以上であることを特徴とする請求項１から請求項６のいずれか一項に記載の脆性亀裂伝播抵抗性及び溶接部の脆性亀裂開始抵抗性に優れた高強度鋼材。
  8. 前記鋼材は、鋼材の厚さ方向に鋼材の厚さ１／２ｔ（ｔ：鋼板の厚さ）の位置におけるシャルピー破面遷移温度が−４０℃以下であることを特徴とする請求項１に記載の脆性亀裂伝播抵抗性及び溶接部の脆性亀裂開始抵抗性に優れた高強度鋼材。
  9. 重量％で、Ｃ：０．０５〜０．０９％、Ｍｎ：１．５〜２．２％、Ｎｉ：０．３〜１．２％、Ｎｂ：０．００５〜０．０４％、Ｔｉ：０．００５〜０．０４％、Ｃｕ：０．１〜０．８％、Ｓｉ：０．０５〜０．３％、Ａｌ：０．００５〜０．０５％、Ｐ：１００ｐｐｍ以下、Ｓ：４０ｐｐｍ以下、残りＦｅ及びその他の不可避不純物からなるスラブを１０００〜１１００℃で再加熱した後、１１００〜９００℃の温度で粗圧延する段階と、
    前記粗圧延されたバー（ｂａｒ）を、中心部温度を基準に、Ａｒ３＋６０℃〜Ａｒ３℃の温度範囲で仕上げ圧延して鋼板を得る段階と、
    前記鋼板を５００℃以下の温度まで冷却する段階と、を含むことを特徴とする脆性亀裂伝播抵抗性及び溶接部の脆性亀裂開始抵抗性に優れた高強度鋼材の製造方法。
  10. 前記仕上げ圧延された鋼板の厚さが５０ｍｍ以上であることを特徴とする請求項９に記載の脆性亀裂伝播抵抗性及び溶接部の脆性亀裂開始抵抗性に優れた高強度鋼材の製造方法。
  11. 前記粗圧延の時の最後の３パス（ｐａｓｓ）に対しては、パス（ｐａｓｓ）当たりの圧下率を５％以上、総累積圧下率を４０％以上とすることを特徴とする請求項９に記載の脆性亀裂伝播抵抗性及び溶接部の脆性亀裂開始抵抗性に優れた高強度鋼材の製造方法。
  12. 前記粗圧延の時の最後の３パス（ｐａｓｓ）に対しては、変形速度（Ｓｔｒａｉｎ ｒａｔｅ）を２／ｓｅｃ以下で行うことを特徴とする請求項９に記載の脆性亀裂伝播抵抗性及び溶接部の脆性亀裂開始抵抗性に優れた高強度鋼材の製造方法。
  13. 前記粗圧延の後仕上げ圧延前のバーの厚さ中心部の結晶粒サイズは１５０μｍ以下であることを特徴とする請求項９に記載の脆性亀裂伝播抵抗性及び溶接部の脆性亀裂開始抵抗性に優れた高強度鋼材の製造方法。
  14. 前記仕上げ圧延の時の圧下比は、スラブの厚さ（ｍｍ）／仕上げ圧延後の鋼板の厚さ（ｍｍ）の比が３．５以上であることを特徴とする請求項９に記載の脆性亀裂伝播抵抗性及び溶接部の脆性亀裂開始抵抗性に優れた高強度鋼材の製造方法。
  15. 前記仕上げ圧延の時の累積圧下率は４０％以上に維持し、調質圧延を除いたパス当たりの圧下率は４％以上に維持することを特徴とする請求項９に記載の脆性亀裂伝播抵抗性及び溶接部の脆性亀裂開始抵抗性に優れた高強度鋼材の製造方法。
  16. 前記鋼板の冷却は２℃／ｓ以上の中心部冷却速度で行うことを特徴とする請求項９に記載の脆性亀裂伝播抵抗性及び溶接部の脆性亀裂開始抵抗性に優れた高強度鋼材の製造方法。
  17. 前記鋼板の冷却は、３〜３００℃／ｓの平均冷却速度で行うことを特徴とする請求項９に記載の脆性亀裂伝播抵抗性及び溶接部の脆性亀裂開始抵抗性に優れた高強度鋼材の製造方法。


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