JP2021508776A - 脆性亀裂伝播抵抗性に優れた構造用鋼材及びその製造方法 - Google Patents

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Abstract

【課題】鋼組成、微細組織、及び製造工程を最適化することにより、脆性亀裂伝播抵抗性を効果的に確保した構造用鋼材及びその製造方法を提供する。
【解決手段】本発明の一側面による脆性亀裂伝播抵抗性に優れた構造用鋼材は、重量％で、Ｃ：０．０２〜０．１２％、Ｓｉ：０．０１〜０．８％、Ｍｎ：１．７〜２．５％、Ａｌ：０．００５〜０．５％、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物からなり、厚さ方向に沿って外側の表層部と内側の中心部が微細組織的に区分され、前記表層部は、焼戻しベイナイトを基地組織として含み、フレッシュマルテンサイトを第２組織として含み、且つオーステナイトを残留組織として含むことができる。
【選択図】図１

Description

本発明は、造船、建築、海洋構造物、ラインパイプなどの構造物に用いられる構造用鋼材及びその製造方法に係り、より詳しくは、鋼組成、微細組織、及び製造工程を最適化することにより、脆性亀裂伝播抵抗性を効果的に確保した構造用鋼材及びその製造方法に関する。
造船、建築、海洋構造物、ラインパイプなどに用いられる各種構造用材料は、その使用環境が深海及び極地方に拡張するにつれて、高強度化、厚物化、及び高靭性特性が要求されるのが現実である。一般に、鋼板の厚さが増加するほど脆性亀裂の伝播停止性能が低下するため、極限環境において用いられる高強度厚物鋼板の脆性亀裂伝播停止性能を向上させる技術も要求されている。
鋼材の脆性亀裂伝播過程を見ると、組織的に弱い中心部から脆性亀裂が発生し、その伝播が進むことが確認できる。鋼板に微細な組織が形成される場合には、脆性亀裂の発生及び伝播速度を遅くすることができるが、厚板の場合、厚い鋼板の厚さが原因となって、冷却及び圧延などを介した組織の緻密化による十分な効果を期待することができない。
特許文献１では、鋼材の表層部を細粒化して脆性亀裂の伝播を抑制する技術を提案しているが、表層部が等軸フェライト結晶粒及び伸長フェライト結晶粒を主体とすることから、引張強度５７０ＭＰａ級以上の高強度鋼材には適用できないという問題が存在する。また、特許文献１は、表層部を細粒化するために、表層部が復熱処理される間に圧延工程を必須に行う必要があることから、圧延工程の制御には難しさが伴う。
特開２００２−０２０８３５号公報
本発明の課題は、鋼組成、微細組織、及び製造工程を最適化することにより、脆性亀裂伝播抵抗性を効果的に確保した構造用鋼材及びその製造方法を提供することである。
本発明の課題は上述した内容に限定されない。通常の技術者であれば、本明細書の全体的な内容から、本発明の追加的な課題を理解するのに何の困難もない。
本発明の一側面による脆性亀裂伝播抵抗性に優れた構造用鋼材は、重量％で、Ｃ：０．０２〜０．１２％、Ｓｉ：０．０１〜０．８％、Ｍｎ：１．７〜２．５％、Ａｌ：０．００５〜０．５％、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物からなり、厚さ方向に沿って外側の表層部と内側の中心部が微細組織的に区分され、前記表層部は、焼戻しベイナイトを基地組織として含み、フレッシュマルテンサイトを第２組織として含み、且つオーステナイトを残留組織として含むことができる。
前記表層部は、上部側の上部表層部及び下部側の下部表層部に区分され、前記上部表層部及び前記下部表層部はそれぞれ、前記鋼材の厚さに対して３〜１０％の厚さで備えられることができる。
前記基地組織及び前記第２組織は前記表層部に９５％以上の体積分率で含まれることができる。
前記残留組織は前記表層部に５％以下の体積分率で含まれることができる。
前記焼戻しベイナイトの平均粒径は３μｍ以下（０μｍを除く）であることができる。
前記フレッシュマルテンサイトの平均粒径は３μｍ以下（０μｍを除く）であることができる。
前記中心部はアシキュラフェライト（ａｃｉｃｕｌａｒ ｆｅｒｒｉｔｅ）を含むことができる。
前記アシキュラフェライト（ａｃｉｃｕｌａｒ ｆｅｒｒｉｔｅ）の平均粒径は１０〜２０μｍであることができる。
前記鋼材は、重量％で、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｎｂ：０．００５〜０．１０％、Ｂ：０．００１％以下、Ｔｉ：０．００５〜０．１％、Ｎ：０．００１５〜０．０１５％、Ｃｒ：０．０５〜１．０％、Ｍｏ：０．０１〜１．０％、Ｎｉ：０．０１〜２．０％、Ｃｕ：０．０１〜１．０％、Ｖ：０．００５〜０．３％、Ｃａ：０．００６％以下のうち１種又は２種以上をさらに含むことができる。
前記鋼材は下記［数１］のＭｎｅｑで表されるＭｎ当量が２％以上であることができる。
［数１］
Ｍｎｅｑ＝［Ｍｎ］＋１．５［Ｃｒ］＋３［Ｍｏ］＋［Ｓｉ］／３＋［Ｎｉ］／３＋［Ｃｕ］／２＋１２４［Ｂ］
但し、前記［数１］において、［Ｍｎ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｓｉ］、［Ｎｉ］、［Ｃｕ］、及び［Ｂ］はそれぞれ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｓｉ、Ｎｉ、Ｃｕ、及びＢの含有量を意味し、該当する鋼組成が含まれない場合には０を意味する。
前記鋼材の引張強度は５７０ＭＰａ以上であり、温度勾配型ＥＳＳＯ試験における−１０℃基準前記表層部のＫｃａ値が６０００Ｎ／ｍｍ３／２以上であり、前記表層部の高傾角粒界の分率は４５％以上であることができる。
本発明の一側面による脆性亀裂伝播抵抗性に優れた構造用鋼材の製造方法は、重量％で、Ｃ：０．０２〜０．１２％、Ｓｉ：０．０１〜０．８％、Ｍｎ：１．７〜２．５％、Ａｌ：０．００５〜０．５％、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物からなるスラブを１０５０〜１２５０℃の温度範囲で再加熱し、前記再加熱されたスラブをＴｎｒ〜１１５０℃の温度範囲で粗圧延し、前記粗圧延された鋼材の表層部温度を基準に５℃／ｓ以上の冷却速度でＭｓ〜Ｂｓ℃まで第１冷却し、前記第１冷却された鋼材の表層部が復熱を介して（Ａｃ１＋４０℃）〜（Ａｃ３−５℃）の温度範囲で再加熱されるように維持して復熱処理し、前記復熱処理された鋼材を仕上げ圧延し、前記仕上げ圧延された鋼材を５℃／ｓ以上の冷却速度でＭｓ〜Ｂｓ℃まで第２冷却することができる。
前記スラブは、重量％で、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｎｂ：０．００５〜０．１０％、Ｂ：０．００１％以下、Ｔｉ：０．００５〜０．１％、Ｎ：０．００１５〜０．０１５％、Ｃｒ：０．０５〜１．０％、Ｍｏ：０．０１〜１．０％、Ｎｉ：０．０１〜２．０％、Ｃｕ：０．０１〜１．０％、Ｖ：０．００５〜０．３％、Ｃａ：０．００６％以下のうち１種又は２種以上をさらに含むことができる。
前記スラブは下記［数１］のＭｎｅｑで表されるＭｎ当量が２％以上であることができる。
［数１］
Ｍｎｅｑ＝［Ｍｎ］＋１．５［Ｃｒ］＋３［Ｍｏ］＋［Ｓｉ］／３＋［Ｎｉ］／３＋［Ｃｕ］／２＋１２４［Ｂ］
但し、前記［数１］において、［Ｍｎ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｓｉ］、［Ｎｉ］、［Ｃｕ］、及び［Ｂ］はそれぞれ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｓｉ、Ｎｉ、Ｃｕ、及びＢの含有量を意味し、該当する鋼組成が含まれない場合には０を意味する。
前記表層部は、前記鋼材の外側面から前記鋼材の中心側に向かって、前記鋼材の厚さに対する３〜１０％の深さまでの領域であることができる。
前記再加熱温度は１０５０〜１２５０℃であり、前記粗圧延温度はＴｎｒ〜１１５０℃であることができる。
前記第１冷却は前記粗圧延された鋼材の表層部の温度をＭｓ〜Ｂｓ℃まで冷却することができる。
前記第１冷却の冷却速度は５℃／ｓ以上であることができる。
前記第１冷却は前記粗圧延直後に行われることができる。
前記第１冷却の開始温度は、前記鋼材の表層部の温度を基準にＡｅ３＋１００℃以下であることができる。
前記復熱処理において、前記表層部は（Ａｃ１＋４０℃）〜（Ａｃ３−５℃）の温度範囲で再加熱されることができる。
前記仕上げ圧延の温度はＢｓ〜Ｔｎｒ℃であることができる。
前記第２冷却は、前記仕上げ圧延された鋼材を５℃／ｓ以上の冷却速度でＭｓ〜Ｂｓ℃の温度範囲まで冷却することができる。
本発明の好ましい一側面によると、復熱処理を介して鋼材表層部の組織を微細化し、復熱処理温度を制限して鋼材表層部の高傾角粒界分率を増加させることから、脆性亀裂伝播抵抗性を効果的に改善させた構造用鋼材及びその製造方法を提供することができる。
また、本発明の好ましい一側面によると、鋼成分、微細組織、及び工程条件を最適化することにより、５７０ＭＰａ級以上の引張強度を有するとともに、脆性亀裂伝播抵抗性を向上させた構造用鋼材及びその製造方法を提供することができる。
本発明の一実施例による脆性亀裂伝播抵抗性に優れた構造用鋼材の試験片の微細組織を観察した写真である。 本発明の製造方法を実現するための設備の一例を概略的に示す図である。 本発明の復熱処理を介した表層部の微細組織の変化を概略的に示す概念図である。 復熱到達温度と高傾角粒界分率及び−１０℃におけるＫｃａ値の関係を示すグラフである。
本発明は、脆性亀裂伝播抵抗性に優れた構造用鋼材及びその製造方法に関する。以下、本発明の好ましい実施例を説明する。本発明の実施例は、様々な形態に変形されることができ、本発明の範囲が以下説明する実施例に限定されると解釈されるものではない。本実施例は、当該発明が属する技術分野における通常の知識を有する者に本発明をさらに詳細に説明するために提供されるものである。
以下、本発明の鋼組成についてより詳細に説明する。以下、特に言及しない限り、各元素の含有量を示す％は重量を基準とする。
本発明の一実施形態による脆性亀裂伝播抵抗性に優れた構造用鋼材は、重量％で、Ｃ：０．０２〜０．１２％、Ｓｉ：０．０１〜０．８％、Ｍｎ：１．７〜２．５％、Ａｌ：０．００５〜０．５％、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物からなることができる。
炭素（Ｃ）：０．０２〜０．１２％
炭素（Ｃ）は、本発明において硬化能を確保する重要な元素であり、アシキュラフェライト組織の形成にかなりの影響を与える元素である。したがって、本発明は、かかる効果を得るために、炭素（Ｃ）の含有量の下限を０．０２％に制限することができる。但し、炭素（Ｃ）が過多に添加される場合には、アシキュラフェライトの形成の代わりにパーライトの形成をもたらし、それに応じて、低温靭性が低下するおそれがあることから、本発明は、炭素（Ｃ）の含有量の上限を０．１２％に制限することができる。したがって、本発明の炭素（Ｃ）の含有量は０．０２〜０．１２％であることができる。さらに、溶接用構造物として用いられる板材の場合には、溶接性を確保するために、炭素（Ｃ）の含有量の範囲を０．０３〜０．０９％の範囲に制限することができる。
シリコン（Ｓｉ）：０．０１〜０．８％
シリコン（Ｓｉ）は、脱酸剤として用いられる元素であり、強度向上及び靭性向上に寄与する元素でもある。したがって、本発明は、かかる効果を得るために、シリコン（Ｓｉ）の含有量の下限を０．０１％に制限することができる。但し、シリコン（Ｓｉ）の含有量が過多に添加される場合には、低温靭性及び溶接性を低下させる可能性があることから、本発明は、シリコン（Ｓｉ）の含有量の上限を０．８％に制限することができる。したがって、本発明のシリコン（Ｓｉ）の含有量は０．０１〜０．８％であることができ、より好ましいシリコン（Ｓｉ）の含有量は０．０５〜０．５％であることができる。
マンガン（Ｍｎ）：１．７〜２．５％
マンガン（Ｍｎ）は、固溶強化により強度を向上させるのに有用な元素であり、経済的に硬化能を向上させることができる元素でもある。したがって、本発明は、かかる効果を得るために、マンガン（Ｍｎ）の含有量の下限を１．７％に制限することができる。但し、Ｍｎの含有量が過多に添加される場合には、過度な硬化能の増加により溶接部の靭性が大幅に低下する可能性があることから、本発明は、マンガン（Ｍｎ）の含有量の上限を２．５％に制限することができる。したがって、本発明のマンガン（Ｍｎ）の含有量は１．７〜２．５％であることができ、より好ましいマンガン（Ｍｎ）の含有量は１．７５〜２．３％であることができる。
アルミニウム（Ａｌ）：０．０００５〜０．５％
アルミニウム（Ａｌ）は、溶鋼を経済的に脱酸することができる代表的な脱酸剤であり、強度の向上に寄与する元素でもある。したがって、本発明は、かかる効果を達成するために、アルミニウム（Ａｌ）の含有量の下限を０．０００５％に制限することができる。但し、アルミニウム（Ａｌ）が過多に添加される場合には、連続鋳造時における連続鋳造ノズルの詰まりの原因となる可能性があることから、本発明は、アルミニウム（Ａｌ）の含有量の上限を０．５％に制限することができる。したがって、本発明のアルミニウム（Ａｌ）の含有量は０．０００５〜０．５％であることができ、より好ましいアルミニウム（Ａｌ）の含有量は０．０００５〜０．１％であることができる。
本発明の一側面による脆性亀裂伝播抵抗性に優れた構造用鋼材は、重量％で、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｎｂ：０．００５〜０．１０％、Ｂ：０．００１％以下、Ｔｉ：０．００５〜０．１％、Ｎ：０．００１５〜０．０１５％、Ｃｒ：０．０５〜１．０％、Ｍｏ：０．０１〜１．０％、Ｎｉ：０．０１〜２．０％、Ｃｕ：０．０１〜１．０％、Ｖ：０．００５〜０．３％、Ｃａ：０．００６％以下のうち１種又は２種以上をさらに含むことができる。
リン（Ｐ）：０．０２％以下
リン（Ｐ）は、強度の向上及び耐食性に有利な元素であるものの、衝撃靭性を大きく阻害する可能性があるため、できる限りその含有量を低く維持することが好ましい。したがって、本発明のリン（Ｐ）の含有量は０．０２％以下であることができ、より好ましいリン（Ｐ）の含有量は０．０１５％以下であることができる。
硫黄（Ｓ）：０．０１％以下
硫黄（Ｓ）は、ＭｎＳなどの非金属介在物を形成して衝撃靭性を大きく阻害する元素であるため、できる限りその含有量を低く維持することが好ましい。したがって、本発明の硫黄（Ｓ）の含有量は０．０１％以下に制限することが好ましい。但し、硫黄（Ｓ）は、製鋼工程において不可避に流入される不純物であって、０．００１％未満のレベルに制御することは経済的な面から好ましくない。したがって、本発明の好ましい硫黄（Ｓ）の含有量は、０．００１〜０．０１％の範囲であることができる。
ニオブ（Ｎｂ）：０．００５〜０．１％
ニオブ（Ｎｂ）は、ＴＭＣＰ鋼の製造において最も重要な役割を果たす元素のうちの１つであり、炭化物又は窒化物の形で析出して母材及び溶接部の強度向上に大きく寄与する元素でもある。また、スラブの再加熱時に固溶されたニオブ（Ｎｂ）は、オーステナイトの再結晶を抑制し、フェライト及びベイナイトの変態を抑制して組織を微細化させることから、本発明におけるニオブ（Ｎｂ）は０．００５％以上の含有量で添加されることができる。但し、ニオブ（Ｎｂ）が過多に添加される場合には、粗大な析出物が生成され、鋼材の端に脆性クラックを発生させることから、ニオブ（Ｎｂ）の含有量は０．１％以下に制限されることができる。したがって、本発明のニオブ（Ｎｂ）の含有量は０．００５〜０．１％の範囲であることができ、より好ましいニオブ（Ｎｂ）の含有量は０．００５〜０．０５％の範囲であることができる。
ボロン（Ｂ）：０．００１％以下
ボロン（Ｂ）は、低価の添加元素である一方で、少量の添加でも硬化能を効果的に高めることができる有益な元素でもある。但し、本発明では、中心部へのアシキュラフェライト組織の形成を目標とするが、ボロン（Ｂ）の含有量が過多に添加される場合には、ベイナイトの形成に大きく寄与して緻密なアシキュラフェライト組織を形成することができなくなることから、本発明は、ボロン（Ｂ）の含有量の上限を０．００１％に制限することができる。
チタン（Ｔｉ）：０．００５〜０．１％
チタン（Ｔｉ）は、再加熱時における結晶粒の成長を抑制し、低温靭性を大幅に向上させる元素である。したがって、本発明は、かかる効果を得るために、チタン（Ｔｉ）の含有量の下限を０．００５％に制限することができる。但し、チタン（Ｔｉ）が過多に添加される場合には、連続鋳造ノズルの詰まりや中心部晶出による低温靭性の減少のような問題を発生させる可能性があることから、本発明は、チタン（Ｔｉ）の含有量の上限を０．１％に制限することができる。したがって、本発明のチタン（Ｔｉ）の含有量は０．００５〜０．１％であることができ、より好ましいチタン（Ｔｉ）の含有量は０．００５〜０．０５％であることができる。
窒素（Ｎ）：０．００１５〜０．０１５％
窒素（Ｎ）は、鋼材の強度向上に寄与する元素である。しかし、窒素（Ｎ）の添加量が過度である場合には、鋼材の靭性が大幅に減少することから、本発明は、窒素（Ｎ）含有量を０．０１５％以下に制限することができる。但し、窒素（Ｎ）は、製鋼工程において不可避に流入される不純物であって、窒素（Ｎ）の含有量を０．００１５％未満のレベルに制御することは経済的な面から好ましくない。したがって、本発明の窒素（Ｎ）の含有量は０．００１５〜０．０１５％であることができる。
クロム（Ｃｒ）：０．０５〜１．０％
クロム（Ｃｒ）は、硬化能を増加させて強度の増加に効果的に寄与する元素であるため、本発明は、強度確保のためにクロム（Ｃｒ）が０．０５％以上添加されることができる。但し、クロム（Ｃｒ）が過多に添加される場合には、溶接性が大きく低下することから、本発明は、クロム（Ｃｒ）の含有量の上限を１．０％に制限することができる。したがって、本発明のクロム（Ｃｒ）の含有量は０．０５〜１．０％の範囲であることができ、より好ましいクロム（Ｃｒ）の含有量は０．０５〜０．５％であることができる。
モリブデン（Ｍｏ）：０．０１〜１．０％
モリブデン（Ｍｏ）は、少量の添加だけで硬化能を大幅に向上させることから、フェライトの生成を抑制することができ、それに応じて、鋼材の強度を大幅に向上させることができる元素である。したがって、強度の確保の面からモリブデン（Ｍｏ）は０．０１％以上の含有量で添加されることができる。但し、モリブデン（Ｍｏ）の添加量が過多な場合には、溶接部の硬度が過度に増加して母材の靭性が阻害されるおそれがあることから、本発明は、モリブデン（Ｍｏ）の含有量の上限を１．０％に制限することができる。したがって、本発明のモリブデン（Ｍｏ）の含有量は０．０１〜１．０％の範囲であることができ、より好ましいモリブデン（Ｍｏ）の含有量は０．０１〜０．５％であることができる。
ニッケル（Ｎｉ）：０．０１〜２．０％
ニッケル（Ｎｉ）は、母材の強度及び靭性をともに向上させることができる元素であることから、本発明では、強度及び靭性の確保のためにニッケル（Ｎｉ）が０．０１％以上添加されることができる。但し、ニッケル（Ｎｉ）は、高価な元素であって、過度な添加は経済の面から好ましくないだけでなく、ニッケル（Ｎｉ）の添加量が過度な場合には溶接性が劣化する可能性があることから、本発明は、ニッケル（Ｎｉ）の含有量の上限を２．０％に制限することができる。したがって、本発明のニッケル（Ｎｉ）の含有量は０．０１〜２．０％の範囲であることができ、より好ましいニッケル（Ｎｉ）の含有量は０．０１〜１．０％であることができる。
銅（Ｃｕ）：０．０１〜１．０％
銅（Ｃｕ）は、母材の靭性の低下を最小限にするとともに、強度を高めることができる元素である。したがって、本発明では、強度を確保するために銅（Ｃｕ）が０．０１％以上添加されることができる。但し、銅（Ｃｕ）の添加量が過度な場合には、最終製品の表面品質が阻害される可能性が高くなることから、本発明は、銅（Ｃｕ）の含有量の上限を１．０％に制限することができる。したがって、本発明の銅（Ｃｕ）の含有量は０．０１〜１．０％であることができ、より好ましい銅（Ｃｒ）の含有量は０．０１〜０．５％であることができる。
バナジウム（Ｖ）：０．００５〜０．３％
バナジウム（Ｖ）は、他の合金組成に比べて固溶される温度が低く、溶接熱影響部から析出して、溶接部の強度低下を防止することができる。したがって、本発明は、かかる効果を達成するために、バナジウム（Ｖ）の含有量の下限を０．００５％に制限することができる。但し、バナジウム（Ｖ）が過多に添加される場合には、靭性が低下する可能性があることから、本発明では、バナジウム（Ｖ）の含有量の上限を０．３％に制限することができる。したがって、本発明のバナジウム（Ｖ）の含有量は０．００５〜０．３％であることができ、より好ましいバナジウム（Ｖ）の含有量は０．０１〜０．３％であることができる。
カルシウム（Ｃａ）：０．００６％以下
カルシウム（Ｃａ）は、ＭｎＳなどの非金属介在物の形状を制御し、低温靭性を向上させる元素として主に用いられる。但し、カルシウム（Ｃａ）の過度な添加は、多量のＣａＯ−ＣａＳの形成及び結合による粗大な介在物の形成を誘発することから、鋼の清浄度の低下や現場での溶接性の低下などの問題が発生する可能性がある。したがって、本発明は、カルシウム（Ｃａ）の含有量の上限を０．００６％に制限することができる。より好ましいカルシウム（Ｃａ）の含有量の上限は０．００３％であることができる。
本発明は、上述した鋼組成の他に、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなることができる。不可避不純物は、通常の鉄鋼製造工程において意図せずに混入される可能性があるものであって、これを全面的に排除することはできない。通常の鉄鋼製造分野における技術者であればその意味を理解することができる。また、本発明は、上述した鋼組成の他に、他の組成の添加を全面的に排除するものではない。
本発明の一側面による脆性亀裂伝播抵抗性に優れた構造用鋼材の厚さは、特に限定されるものではないが、好ましくは５０ｍｍ以上の厚さを有する構造用厚物鋼材であることができる。
以下、本発明のＭｎ当量の制限条件についてより詳細に説明する。
Ｍｎ当量の制限条件
本発明の鋼組成は、下記［数１］のＭｎｅｑで表されるＭｎ当量が２％以上を満たすようにすることができる。
［数１］
Ｍｎｅｑ＝［Ｍｎ］＋１．５［Ｃｒ］＋３［Ｍｏ］＋［Ｓｉ］／３＋［Ｎｉ］／３＋［Ｃｕ］／２＋１２４［Ｂ］
但し、前記［数１］において、［Ｍｎ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｓｉ］、［Ｎｉ］、［Ｃｕ］、及び［Ｂ］はそれぞれ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｓｉ、Ｎｉ、Ｃｕ、及びＢの含有量を意味し、該当する鋼組成が含まれない場合には０を意味する。
後述のように、本発明は、粗圧延終了後に粗圧延された鋼材に対して第１冷却を行うことで表層部にラスベイナイト組織を形成することを目標とする。２％以上のＭｎ当量は、第１冷却によって表層部にラスベイナイト組織を形成するための必要条件に該当する。これは、Ｍｎ当量が２％未満の場合、硬化能が確保されず、第１冷却によってもラスベイナイト組織ではなく、ポリゴナルフェライト又はグラニュラーベイナイト組織が表層部に形成されるためである。したがって、本発明は、前記［数１］のＭｎｅｑで表されるＭｎ当量が２％以上を満たすように、鋼の組成含有量を制限することが好ましい。
以下、本発明の微細組織についてより詳細に説明する。
微細組織
本発明の鋼材は、厚さ方向に沿って外側の表層部と内側の中心部に区分されることができ、表層部及び中心部は微細組織的に区分されることができる。表層部は、鋼材上部側の上部表層部及び鋼材下部側の下部表層部に区分され、上部表層部及び下部表層部の厚さはそれぞれ、鋼材の厚さに対して３〜１０％のレベルであることができる。好ましい上部表層部及び下部表層部の厚さはそれぞれ、鋼材の厚さに対して５〜７％のレベルであることができる。
表層部は、焼戻しベイナイトを基地組織として含み、フレッシュマルテンサイトを第２組織として含み、且つオーステナイトを残留組織として含む混合組織で備えられ、中心部はアシキュラフェライト（ａｃｉｃｕｌａｒ ｆｅｒｒｉｔｅ）を含む組織で備えられることができる。したがって、表層部及び中心部は微細組織的に区分されることができる。
表層部内における焼戻しベイナイト組織及びフレッシュマルテンサイト組織の体積分率の合計は９５％以上であることができ、表層部内における残留オーステナイトの体積分率は５％以下であることができる。また、表層部内において焼戻しベイナイト組織の体積分率は８５％以上、フレッシュマルテンサイト組織の体積分率は１０％以下であることができる。加えて、表層部内における焼戻しベイナイト組織及びフレッシュマルテンサイト組織の体積分率の合計は１００％であることができる。この場合、残留オーステナイトは表層部内に存在しなくてもよい。
中心部は、体積分率で、９５％以上のアシキュラフェライト及び５％以上のセメンタイトを含むことができる。
本発明の鋼材は、復熱処理を介して表層部が微細化することから、最終製品の中心部におけるアシキュラフェライト（ａｃｉｆｕｌａｒ ｆｅｒｒｉｔｅ）組織は、１０〜２０μｍのレベルの平均粒径を有するのに対し、表層部における焼戻しベイナイト組織及びフレッシュマルテンサイト組織はそれぞれ、３μｍ以下の平均粒径を有する微細な組織として備えられることができる。
図１は本発明の一実施例による脆性亀裂伝播抵抗性に優れた構造用鋼材の試験片の微細組織を観察した写真である。具体的には、図１（ａ）は試験片上において区分される表層部（Ａ）及び中心部（Ｂ）を撮影した写真であり、図１（ｂ）は表層部（Ａ）の領域の光学写真であり、図１（ｃ）は表層部（Ａ）の領域に対してＥＢＳＤを用いて撮影した高傾角粒界マップであり、図１（ｄ）は中心部（Ｂ）領域の光学写真であり、図１（ｅ）は中心部（Ｂ）の領域に対してＥＢＳＤを用いて撮影した高傾角粒界マップである。図１（ａ）に示すように、表層部（Ａ）及び中心部（Ｂ）は、微細組織的に区分され、その境界が肉眼でも識別される程度である。また、図１（ｂ）〜（ｅ）に示すように、中心部（Ｂ）のアシキュラフェライト（ａｃｉｃｕｌａｒ ｆｅｒｒｉｔｅ）組織の平均粒径は約１５μｍであるのに対し、表層部（Ａ）の焼戻しベイナイト組織及びフレッシュマルテンサイト組織の平均粒径はそれぞれ、３μｍ以下のレベルであることが確認できる。したがって、本発明の一実施例による鋼材は、復熱処理を介して鋼材表層部の組織を微細化することにより、脆性亀裂伝播抵抗性を効果的に改善させることができる。
本発明の一側面による鋼材は、復熱処理を介して表層部の組織が微細化することから、温度勾配型ＥＳＳＯ試験における−１０℃基準表層部のＫｃａ値が６０００Ｎ／ｍｍ３／２以上、表層部の高傾角粒界分率が４５％以上であることができる。また、本発明の一側面による鋼材は、５７０ＭＰａ以上の引張強度を備えるため、脆性亀裂伝播抵抗性に優れる高強度の鋼材を提供することができる。
本発明の一側面による脆性亀裂伝播抵抗性に優れた構造用鋼材は、上述した組成で備えられるスラブを再加熱し、前記スラブを粗圧延し、前記粗圧延された鋼材を第１冷却し、前記第１冷却された鋼材の表層部が復熱を介して再加熱されるように維持して復熱処理し、前記復熱処理された鋼材を仕上げ圧延し、前記仕上げ圧延された鋼材を第２冷却して製造されることができる。上述した鋼組成の限定理由に対応するスラブの組成を限定した理由は、上述した鋼組成の限定理由に代替する。
以下、本発明の製造方法についてより詳細に説明する。
スラブ再加熱
鋳造中に形成されたＴｉ及びＮｂの炭窒化物を十分に固溶させるために、スラブの再加熱温度は１０５０℃以上に制限されることができる。但し、再加熱温度が過度に高い場合には、オーステナイトが粗大化するおそれがあり、粗圧延後の鋼材の表層部温度が第１冷却開始温度に達するまで過度な時間がかかることから、再加熱温度の上限を１２５０℃に制限することができる。
粗圧延
スラブの形状を調整し、デンドライトなどの鋳造組織を破壊するために、再加熱後に粗圧延を行う。微細組織の制御のために、オーステナイトの再結晶が停止する温度（Ｔｎｒ）以上で粗圧延を行い、第１冷却開始温度を考慮して粗圧延温度の上限は１１５０℃に制限することができる。したがって、本発明の粗圧延温度はＴｎｒ〜１１５０℃の範囲であることができる。
第１冷却
粗圧延終了後に、鋼材表層部にラスベイナイトを形成させるために、表層部の温度が鋼材基準Ｍｓ〜Ｂｓ（ベイナイト変態開始温度）℃の範囲に達するまで第１冷却を行う。第１冷却の冷却速度が５℃／ｓ未満の場合には、ラスベイナイト組織ではなく、ポリゴナルフェライト又はグラニュラーベイナイト組織が表層部に形成されることから、第１冷却の冷却速度は５℃／ｓ以上であることができる。また、第１冷却方式は特に限定されるものではないが、冷却効率の面から水冷が好ましい。一方、第１冷却の開始温度が高すぎる場合には、第１冷却によって表層部に形成されるラスベイナイト組織が粗大化するおそれがあることから、第１冷却の開始温度はＡｅ３＋１００℃以下に制限することが好ましい。
復熱処理の効果を極大化するために、本発明の第１冷却は、粗圧延直後に行われることが好ましい。図２は本発明の製造方法を実現するための設備１の一例を概略的に示す図である。スラブ５の移動経路に沿って、粗圧延装置１０、冷却装置２０、復熱処理台３０、及び仕上げ圧延装置４０が順に配置され、粗圧延装置１０及び仕上げ圧延装置４０はそれぞれ、粗圧延ローラー１２ａ、１２ｂ及び仕上げ圧延ローラ４２ａ、４２ｂを備えてスラブ５の圧延を行う。冷却装置２０は、冷却水を噴射できるバークーラー（Ｂａｒ ｃｏｏｌｅｒ）２５及び粗圧延されたスラブ５の移動を案内する補助ローラ２２を備えることができる。バークーラー２５は、粗圧延装置１０の直後方に配置されることが復熱処理効果の最大化という面からより好ましい。冷却装置２０の後方には、復熱処理台３０が配置され、粗圧延されたスラブ５は、補助ローラ３２に沿って移動しながら復熱処理されることができる。復熱処理終了したスラブ５’は、仕上げ圧延装置４０に移動し、仕上げ圧延されることができる。このような設備１は、本発明を行うための設備の一例を提示したものに過ぎず、本発明が必ずしも図２に示された設備に限定されると解釈されるものではない。
復熱処理
第１冷却を行った後、鋼材中心部側の高熱によって鋼材表層部側が再加熱されるように待機する復熱処理が行われる。復熱処理は、鋼材表層部の温度が（Ａｃ１＋４０℃）〜（Ａｃ３−５℃）の温度範囲に達するまで行われることができる。復熱処理を介した表層部のラスベイナイトは、微細な焼戻しベイナイト及びフレッシュマルテンサイト組織に変形することができ、表層部のラスベイナイトの一部はオーステナイトに逆変態することができる。
図３は本発明の復熱処理を介した表層部の微細組織の変化を概略的に示す概念図である。
図３（ａ）のように、第１冷却直後の表層部の微細組織は、ラスベイナイト組織として備えられることができる。図３（ｂ）に示すように、復熱処理が進むにつれて、表層部のラスベイナイトは焼戻しベイナイト組織に変形され、表層部のラスベイナイトの一部はオーステナイトに逆変態することができる。復熱処理後の仕上り圧延及び第２冷却を行うことにより、図３（ｃ）に示すように、焼戻しベイナイト基地組織及びフレッシュマルテンサイトの二相混合組織が形成されることができ、一部のオーステナイト組織が残留することができる。
復熱到達温度と高傾角粒界分率及び−１０℃におけるＫｃａ値の関係は、図４に示したとおりである。図４に示すように、表層部の到達温度が（Ａｃ１＋４０℃）未満の場合には１５度以上の高硬度粒界が十分に形成されず、−１０℃におけるＫｃａ値が十分に確保されないことが確認できる。したがって、本発明は、表層部の復熱処理到達温度の下限を（Ａｃ１＋４０℃）に制限することができる。また、表層部到達温度が（Ａｃ３−５℃）を超えると、亀裂進展速度に関する大きな利点がなく、表層部の組織が再び粗大化する可能性が高いため、本発明は、表層部の復熱処理到達温度の上限を（Ａｃ３−５℃）に制限することができる。すなわち、本発明は、表層部到達温度を（Ａｃ１＋４０℃）〜（Ａｃ３−５℃）の温度範囲に制限することにより、表層部組織の微細化、１５度以上の高傾角粒界分率４５％以上、−１０℃における６０００Ｎ／ｍｍ３／２以上のＫｃａ値を確保することができる。
仕上げ圧延
粗圧延された鋼材のオーステナイト組織に不均一な微細組織を導入するために、仕上げ圧延を行う。仕上げ圧延は、ベイナイト変態開始温度（Ｂｓ）以上、オーステナイトの再結晶温度が停止する温度（Ｔｎｒ）以下の温度区間で行われる。
第２冷却
仕上げ圧延終了後の鋼材中心部にアシキュラフェライト組織を形成するために、５℃／ｓ以上の冷却速度で冷却を行う。第２冷却方式は、特に限定されるものではないが、冷却効率の面から水冷が好ましい。第２冷却の到達温度が鋼材基準Ｂｓ℃を超えると、アシキュラフェライトの組織が粗大となってアシキュラフェライトの平均粒径が２０μｍを超えるおそれがある。また、第２冷却の到達温度が鋼材基準Ｍｓ℃未満の場合には、鋼材にねじれが発生するおそれが存在することから、第２冷却の到達温度はＭｓ〜Ｂｓ℃に限定することが好ましい。
以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明する。但し、後述する実施例は、本発明を例示してさらに具体化するためのものであって、本発明の権利範囲を制限するためのものではない点に留意する必要がある。
下記表１の組成を有するスラブを製造し、下記表２に下記表１による各スラブの変態温度及びＭｎ当量を算出して示した。
前記表１において、合金組成の含有量は、重量％が基準であるが、Ｃａ＊及びＮ＊はｐｐｍが標準である。
前記表１の組成を有するスラブを、下記表３の条件で粗圧延、第１冷却、及び復熱処理を行い、下記表４の条件で仕上げ圧延及び第２冷却を行った。下記表３及び表４の条件で製造された鋼材に対する結果は下記表５に示した。
それぞれの鋼材に対して表層部及び中心部（厚さ１／４地点）平均結晶粒粒径、高傾角粒界分率、機械的性質、−４０℃における厚さ１／４地点のシャルピー衝撃吸収エネルギー、及び亀裂進展速度を測定した。これらのうち、高傾角粒界分率は、ＥＢＳＤ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂａｃｋ Ｓｃａｔｔｅｒｉｎｇ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ）法を介して５００ｍ×５００ｍの領域を０．５ｍステップサイズで測定し、隣接する粒子との結晶方位差が１５度以上である粒界マップを作成した後、平均結晶粒粒径及び高傾角粒界分率を求めた。降伏強度（ＹＳ）及び引張強度（ＴＳ）は、３つの試験片を板幅方向に引張試験を行って平均値を求めた。−４０℃におけるシャルピー衝撃吸収エネルギーは、厚さ１／４の地点で３つの試験片を圧延方向に採取して平均値を求めた。また、亀裂抵抗性は、温度勾配型の標準ＥＳＳＯ試験（円厚さの鋼板から５００ｍｍ×５００ｍｍの試験片採取）によって試験を行った。
鋼Ａ、Ｂ、Ｃ、Ｄ、Ｅ、及びＪは、本発明の鋼組成の含有量を満たす鋼材である。このうち、本発明の工程条件を満たす鋼Ａ−１、Ａ−２、Ａ−３、Ｂ−１、Ｂ−２、Ｂ−３、Ｃ−１、Ｃ−２、Ｄ−１、Ｄ−２、Ｅ−１、及びＥ−２による鋼材は、表層部の高傾角粒界の分率がすべて４５％以上、引張強度５７０ＭＰａ以上、−４０℃におけるシャルピー衝撃吸収エネルギーが３２０Ｊ以上、温度勾配型ＥＳＳＯ試験結果−１０℃におけるＫｃａ値が６０００Ｎ／ｍｍ３／２以上であることが確認できる。
本発明の鋼組成の含有量を満たすものの、復熱処理温度が本発明の範囲を超える鋼Ａ−４、Ｂ−４、Ｃ−３、及びＤ−３は、高傾角粒界分率がすべて４５％未満、温度勾配型ＥＳＳＯ試験結果−１０℃におけるＫｃａ値が６０００Ｎ／ｍｍ３／２未満であることが確認できる。これは、鋼材の表層部が２相域熱処理温度区間よりも高い温度に加熱されるため、表層部の組織がすべてオーステナイトに逆変態した結果、表層部の最終組織がラスベイナイト組織に形成されたためである。
本発明の鋼組成の含有量を満たすものの、復熱処理温度が本発明の範囲に達しない鋼Ａ−５、Ａ−５、Ｃ−４、及びＤ−４は、高傾角粒界分率がすべて４５％未満、温度勾配型ＥＳＳＯ試験結果−１０℃におけるＫｃａ値が６０００Ｎ／ｍｍ３／２未満であることが確認できる。これは、第１冷却時における鋼材の表層部が過度に冷却されて表層部内の逆変態オーステナイト組織が十分に形成されないためである。
鋼Ａ−６及び鋼Ｃ−５の場合には、第２冷却終了温度が本発明の範囲を超過し、鋼Ｅ−３は、第２冷却速度が本発明の範囲以下であるため、鋼材の引張強度が十分に確保されないことが確認できる。
鋼Ｆ−１、Ｇ−１、Ｈ−１、及びＩ−１は、本発明の工程条件を満たすものの、Ｍｎｅｑと定義されるマンガン当量が２．０％未満であるため、高傾角粒界分率がすべて４５％未満、温度勾配型ＥＳＳＯ試験結果−１０℃におけるＫｃａ値が６０００Ｎ／ｍｍ３／２未満であることが確認できる。これは、第１冷却時における鋼材の表層部にラスベイナイト組織が確保されず、表層部の細粒化が十分に行われなかったためである。加えて、鋼Ｊ−１は、本発明の鋼組成を満たすものの、Ｍｎｅｑと定義されるマンガン当量が２．０％に達することなく、 高傾角粒界分率がすべて４５％未満、温度勾配型ＥＳＳＯ試験結果−１０℃におけるＫｃａ値が６０００Ｎ／ｍｍ３／２未満であることが確認できる。
したがって、本発明の一実施例による構造用鋼材は、優れた脆性亀裂伝播抵抗性を有し、５７０ＭＰａ級以上の引張強度を有することが確認できる。
以上、実施例を挙げて本発明を詳細に説明したが、これと異なる形態の実施例も可能である。したがって、添付の特許請求の範囲に記載された技術的思想及び範囲は実施例に限定されない。
１ 設備
５ スラブ
５’ 復熱処理終了したスラブ
１０ 粗圧延装置
１２ａ、１２ｂ 粗圧延ローラー
２０ 冷却装置
２２、３２ 補助ローラ
２５ バークーラー
３０ 復熱処理台
４０ 仕上げ圧延装置
４２ａ、４２ｂ 圧延ローラ

Claims (18)

  1. 重量％で、Ｃ：０．０２〜０．１２％、Ｓｉ：０．０１〜０．８％、Ｍｎ：１．７〜２．５％、Ａｌ：０．００５〜０．５％、残部はＦｅ及びその他の不可避不純物からなり、
    厚さ方向に沿って外側の表層部と内側の中心部が微細組織的に区分され、
    前記表層部は、焼戻しベイナイトを基地組織として含み、フレッシュマルテンサイトを第２組織として含み、且つオーステナイトを残留組織として含む、ことを特徴とする脆性亀裂伝播抵抗性に優れた構造用鋼材。
  2. 前記表層部は、上部側の上部表層部及び下部側の下部表層部に区分され、
    前記上部表層部及び前記下部表層部はそれぞれ、前記鋼材の厚さに対して３〜１０％の厚さで備えられる、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に優れた構造用鋼材。
  3. 前記基地組織及び前記第２組織は前記表層部に９５％以上の体積分率で含まれる、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に優れた構造用鋼材。
  4. 前記残留組織は前記表層部に５％以下の体積分率で含まれる、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に優れた構造用鋼材。
  5. 前記焼戻しベイナイトの平均粒径は３μｍ以下（０μｍを除く）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に優れた構造用鋼材。
  6. 前記フレッシュマルテンサイトの平均粒径は３μｍ以下（０μｍを除く）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に優れた構造用鋼材。
  7. 前記中心部はアシキュラフェライト（ａｃｉｃｕｌａｒ ｆｅｒｒｉｔｅ）を含む、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に優れた構造用鋼材。
  8. 前記アシキュラフェライト（ａｃｉｃｕｌａｒ ｆｅｒｒｉｔｅ）の平均粒径は１０〜２０μｍである、ことを特徴とする請求項７に記載の脆性亀裂伝播抵抗性に優れた構造用鋼材。
  9. 前記鋼材は、重量％で、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｎｂ：０．００５〜０．１０％、Ｂ：０．００１％以下、Ｔｉ：０．００５〜０．１％、Ｎ：０．００１５〜０．０１５％、Ｃｒ：０．０５〜１．０％、Ｍｏ：０．０１〜１．０％、Ｎｉ：０．０１〜２．０％、Ｃｕ：０．０１〜１．０％、Ｖ：０．００５〜０．３％、Ｃａ：０．００６％以下のうち１種又は２種以上をさらに含む、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に優れた構造用鋼材。
  10. 前記鋼材は下記［数１］のＭｎｅｑで表されるＭｎ当量が２％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に優れた構造用鋼材。
    ［数１］
    Ｍｎｅｑ＝［Ｍｎ］＋１．５［Ｃｒ］＋３［Ｍｏ］＋［Ｓｉ］／３＋［Ｎｉ］／３＋［Ｃｕ］／２＋１２４［Ｂ］
    但し、前記［数１］において、［Ｍｎ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｓｉ］、［Ｎｉ］、［Ｃｕ］、及び［Ｂ］はそれぞれ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｓｉ、Ｎｉ、Ｃｕ、及びＢの含有量を意味し、該当する鋼組成が含まれない場合には０を意味する。
  11. 前記鋼材の引張強度は５７０ＭＰａ以上であり、温度勾配型ＥＳＳＯ試験における−１０℃基準前記表層部のＫｃａ値が６０００Ｎ／ｍｍ３／２以上であり、前記表層部の高傾角粒界の分率は４５％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に優れた構造用鋼材。
  12. 重量％で、Ｃ：０．０２〜０．１２％、Ｓｉ：０．０１〜０．８％、Ｍｎ：１．７〜２．５％、Ａｌ：０．００５〜０．５％、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物からなるスラブを１０５０〜１２５０℃の温度範囲で再加熱し、
    前記再加熱されたスラブをＴｎｒ〜１１５０℃の温度範囲で粗圧延し、
    前記粗圧延された鋼材の表層部温度を基準に５℃／ｓ以上の冷却速度でＭｓ〜Ｂｓ℃まで第１冷却し、
    前記第１冷却された鋼材の表層部が復熱を介して（Ａｃ１＋４０℃）〜（Ａｃ３−５℃）の温度範囲で再加熱されるように維持して復熱処理し、
    前記復熱処理された鋼材を仕上げ圧延し、
    前記仕上げ圧延された鋼材を５℃／ｓ以上の冷却速度でＭｓ〜Ｂｓ℃まで第２冷却する、ことを特徴とする脆性亀裂伝播抵抗性に優れた構造用鋼材の製造方法。
  13. 前記スラブは、重量％で、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｎｂ：０．００５〜０．１０％、Ｂ：０．００１％以下、Ｔｉ：０．００５〜０．１％、Ｎ：０．００１５〜０．０１５％、Ｃｒ：０．０５〜１．０％、Ｍｏ：０．０１〜１．０％、Ｎｉ：０．０１〜２．０％、Ｃｕ：０．０１〜１．０％、Ｖ：０．００５〜０．３％、Ｃａ：０．００６％以下のうち１種又は２種以上をさらに含む、ことを特徴とする請求項１２に記載の脆性亀裂伝播抵抗性に優れた構造用鋼材の製造方法。
  14. 前記スラブは下記［数１］のＭｎｅｑで表されるＭｎ当量が２％以上である、ことを特徴とする請求項１２に記載の脆性亀裂伝播抵抗性に優れた構造用鋼材の製造方法。
    ［数１］
    Ｍｎｅｑ＝［Ｍｎ］＋１．５［Ｃｒ］＋３［Ｍｏ］＋［Ｓｉ］／３＋［Ｎｉ］／３＋［Ｃｕ］／２＋１２４［Ｂ］
    但し、前記［数１］において、［Ｍｎ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｓｉ］、［Ｎｉ］、［Ｃｕ］、及び［Ｂ］はそれぞれ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｓｉ、Ｎｉ、Ｃｕ、及びＢの含有量を意味し、該当する鋼組成が含まれない場合には０を意味する。
  15. 前記表層部は、前記鋼材の外側面から前記鋼材の中心側に向かって前記鋼材の厚さに対する３〜１０％の深さまでの領域である、ことを特徴とする請求項１２に記載の脆性亀裂伝播抵抗性に優れた構造用鋼材の製造方法。
  16. 前記第１冷却は前記粗圧延直後に行われる、ことを特徴とする請求項１２に記載の脆性亀裂伝播抵抗性に優れた構造用鋼材の製造方法。
  17. 前記第１冷却の開始温度は、前記鋼材の表層部の温度を基準にＡｅ３＋１００℃以下である、ことを特徴とする請求項１２に記載の脆性亀裂伝播抵抗性に優れた構造用鋼材の製造方法。
  18. 前記仕上げ圧延の温度はＢｓ〜Ｔｎｒ℃である、ことを特徴とする請求項１２に記載の脆性亀裂伝播抵抗性に優れた構造用鋼材の製造方法。
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