JP6475837B2 - 脆性亀裂伝播抵抗性に優れた高強度鋼材及びその製造方法 - Google Patents
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Description
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、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。
一般的に、高強度鋼では、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できなくなるため、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及ぼす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相を向上させることは非常に難しい状況である。
しかしながら、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。
また、技術そのものを、一般的な量産体制に適用するには大きな生産性の低下が予想されるため、商業的な適用には無理のある技術と言える。
本発明の他の面によれば、脆性亀裂伝播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。
鋼材は、好ましくは鋼材の厚さ方向に表層部から鋼材厚さ1/4部までにおいてEBSD方法で測定した結晶方位の差が15度以上の高傾角境界を有する結晶粒の粒度が15μm(マイクロメートル)以下である。
鋼材は、好ましくは降伏強度が390MPa以上であり、鋼材の厚さ方向に表層部及び鋼材厚さ1/4t部におけるシャルピー破面遷移温度が−40℃以下であることがよい。
粗圧延後、仕上げ圧延前のバーの1/4t部(ここで、t:鋼板厚)における結晶粒の大きさは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。
鋼板の冷却は、1.5℃/s以上の中心部の冷却速度で行うことが好ましい。
鋼板の冷却は、2〜300℃/sの平均冷却速度で行ってもよい。
本発明の様々な特徴と、それによる長所及び効果は、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。
本発明は、鋼材の鋼組成、組織、集合組織、及び製造条件を制御して、厚い鋼材の降伏強度及び脆性亀裂伝播抵抗性をさらに向上させたものである。
1)固溶強化による強度の向上を得るために鋼組成を適切に制御したものである。特に、固溶強化のためにMn、Ni、Cu、及びSiの含量を最適化したものである。
2)硬化能向上による強度の向上を得るために鋼組成を適切に制御したものである。特に、硬化能を向上させるために、炭素含量と共に、Mn、Ni、及びCuの含量を最適化したものである。
このように硬化能を向上させることで、遅い冷却速度でも50mm以上の厚い鋼材の中心部まで微細な組織が確保される。
このように鋼材の組織を微細化させることで、結晶粒強化による強度の向上と共に、亀裂の生成及び伝播が最小に抑えられ、脆性亀裂伝播抵抗性が向上する。
4)好ましくは、脆性亀裂伝播抵抗性を向上させるために、鋼材の集合組織を制御することができる。
亀裂とは、鋼材の幅方向、即ち圧延方向に垂直な方向に伝播することと、体心立方構造(BCC)の脆性破面が(100)面ということを考慮して、圧延方向に平行な面に対して15度以内の角度をなす(100)面の面積率が最大となるようにしたものである。
圧延方向に平行な面に対して15度以内の角度をなす(100)面は、亀裂の伝播を遮断する役割を果たす。
このように、鋼材の集合組織を制御することにより、たとえ亀裂が生じたとしても、亀裂の伝播が遮断され、脆性亀裂伝播抵抗性が向上する。
特に、粗圧延時に圧下条件を制御することで、微細な組織が確保される。
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したものである。特に、仕上げ圧延温度及び圧下条件を制御することで、仕上げ圧延時における変形誘起変態によって非常に微細なフェライトが結晶粒界及び結晶粒の内部に生成するようになり、鋼材の中心部まで微細な組織が確保される。
本発明の一側面である脆性亀裂伝播抵抗性に優れた高強度鋼材は、重量%で、C:0.05〜0.1%、Mn:1.5〜2.2%、Ni:0.3〜1.2%、Nb:0.005〜0.1%、Ti:0.005〜0.1%、Cu:0.1〜0.5%、Si:0.1〜0.3%、P:100ppm以下、S:40ppm以下、残部Fe、及びその他の不可避な不純物を含み、並びにフェライト単相組織、ベイナイト単相組織、フェライトとベイナイトの複合組織、フェライトとパーライトの複合組織、及びフェライト、ベイナイトとパーライトの複合組織からなる群より選択された一つの組織を含む微細組織を有する。
C(炭素):0.05〜0.10%(以下、各成分の含量は、重量%を意味する。)
Cは、基本的な強度を確保するのに最も重要な元素であるため、適切な範囲内において鋼中に含有される必要があり、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。
しかしながら、Cの含量が0.10%を超えると、多量の島状マルテンサイトの生成、及びフェライト自体の高い強度、並びに低温変態相の多量生成などによって低温靭性を低下させるため、Cの含量は0.05〜0.10%に限定することが好ましく、より好ましくは0.059〜0.081%であり、さらに好ましくは0.065〜0.075%である。
Mnは、固溶強化により強度を向上させ、低温変態相が生成するように硬化能を向上させる有用な元素である。また、硬化能の向上によって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のに主要な元素である。
したがって、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。
しかしながら、Mnの含量が2.2%を超えると、過度な硬化能の増加によって上部ベイナイト(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る。
したがって、Mn含量は1.5〜2.2%に限定することが好ましく、より好ましくは1.58〜2.11%であり、さらに好ましくは1.7〜2.0%である。
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を向上させ、硬化能を向上させて強度を向上させるのに重要な元素であって、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。しかしながら、Niが1.2%以上添加されると、硬化能が過度に上昇して低温変態相が生成し、靭性を低下させ、他の硬化能元素に比べてNiが高コストであるので、製造原価も上昇させることができるため、Ni含量の上限は1.2%に限定することが好ましい。
より好ましいNi含量の限定範囲は0.45〜1.02%であり、さらに好ましくは0.55〜0.95%である。
Nbは、NbC又はNbCNの形態で析出して母材強度を向上させる。
また、高温に再加熱時に固溶されたNbは、圧延時にNbC形態として極めて微細に析出し、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がある。
したがって、Nbは、0.005%以上添加されることが好ましいが、添加過多になると、鋼材の角に脆性クラックを引き起こす可能性があるため、Nb含量の上限は0.1%に制限することが好ましい。
より好ましいNb含量の限定範囲は0.012〜0.031%であり、さらに好ましくは0.017〜0.025%である。
Tiは、再加熱時にTiNとして析出し、母材及び溶接熱影響部の結晶粒の成長を抑制することで低温靭性を大きく向上させる成分であって、このような添加効果を得るためには、0.005%以上添加されることが好ましい。
しかしながら、Tiが0.1%を超えて添加されると、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減少する可能性があるため、Ti含量は0.005〜0.1%に限定することが好ましい。
より好ましいTi含量の限定範囲は0.011〜0.023%であり、さらに好ましくは0.014〜0.018%である。
P、Sは、結晶粒界に脆性を誘発するか粗大な介在物を形成させて脆性を誘発する元素であって、脆性亀裂伝播抵抗性を向上させるためにP:100ppm以下及びS:40ppm以下に制限することが好ましい。
Siは、置換型元素であって、固溶強化により鋼材の強度を向上させ、強力な脱酸効果を持ち、清浄鋼の製造に必須の元素であるため、0.1%以上添加されることが好ましい。しかし、多量に添加すると、粗大な島状マルテンサイト(MA)相を生成させて脆性亀裂伝播抵抗性を低下させることができるため、Si含量の上限は0.3%に制限することが好ましい。
より好ましいSi含量の限定範囲は0.16〜0.27%であり、さらに好ましくは0.19〜0.25%である。
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、焼き戻し(tempering)への適用時、イプシロンCu析出物の生成により降伏強度を高める主要な元素であるため、0.1%以上添加されることが好ましい。しかし、多量に添加すると、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、Cu含量の上限は0.5%に制限することが好ましい。
より好ましいCu含量の限定範囲は0.19〜0.42%であり、さらに好ましくは0.25〜0.35%である。
Cu及びNiの含量は、Cu/Ni重量比が0.6以下、好ましくは0.5以下になるように設定されてもよい。
上記のようにCu/Ni重量比を設定すると、表面品質が更に改善することができる。
但し、通常の製造過程では、原料又は周囲環境から意図しない不純物が不可避に混入されることがあり、これを排除することはできない。
これらの不純物は、通常の技術者にとって周知であるため、本明細書では全ての内容について特に言及しない。
フェライトは多角形フェライト(Polygonal ferrite)若しくは針状フェライト(acicular ferrite)が好ましく、ベイナイトはグラニュラーベイナイト(granular bainite)が好ましい。
例えば、Mn及びNi含量が増加するほど、針状フェライト(acicular ferrite)、及びグラニュラーベイナイト(granular bainite)の分率が増加し、これに伴って、強度も増加する。
鋼材は、好ましくは鋼材の厚さ方向に表層部から鋼材厚さ1/4部までにおいてEBSD方法で測定した結晶方位の差が15度以上の高傾角境界を有する結晶粒の粒度が15μm(マイクロメートル)以下であってもよい。
このように、鋼材の厚さ方向に表層部から鋼材厚さ1/4部までにおいてEBSD方法で測定した結晶方位の差が15度以上の高傾角境界を有する結晶粒の粒度を15μm(マイクロメートル)以下と微細化させることで、結晶粒強化による強度の向上と共に、亀裂の生成及び伝播が最小に抑えられ、脆性亀裂伝播抵抗性が向上する。
上記のように集合組織を制御した主な理由は、次の通りである。
亀裂(crack)は鋼材の幅方向、即ち圧延方向に垂直な方向に伝播され、体心立方構造(BCC)の脆性破面は(100)面である。
そこで、本発明は、圧延方向に平行な面に対して15度以内の角度をなす(100)面の面積率が最大となるようにしたものである。
特に、鋼材の厚さ方向に表層部から鋼材厚さの1/4部までの領域における集合組織を制御したものである。
圧延方向に平行な面に対して15度以内の角度をなす(100)面は、亀裂の伝播を遮断する役割を果たす。
このように、鋼材の集合組織、特に、鋼材の厚さ方向に表層部から板厚の1/4部までにおける圧延方向に平行な面に対して15度以内の角度をなす(100)面の面積率を30%以上に制御することで、たとえ亀裂が生じたとしても、亀裂の伝播が遮断され、脆性亀裂伝播抵抗性が向上する。
鋼材は、好ましくは降伏強度が390MPa以上である。
鋼材は、50mm以上の厚さを有し、好ましくは50〜100mmの厚さを有することができ、より好ましくは80〜100mmの厚さを有することができる。
本発明の他の側面である脆性亀裂伝播抵抗性に優れた高強度鋼材の製造方法は、C:0.05〜0.1%、Mn:1.5〜2.2%、Ni:0.3〜1.2%、Nb:0.005〜0.1%、Ti:0.005〜0.1%、Cu:0.1〜0.5%、Si:0.1〜0.3%、P:100ppm以下、S:40ppm以下、残部Fe、及びその他の不可避な不純物を含むスラブを950〜1100℃に再加熱した後、1100〜900℃の温度で粗圧延する段階と、粗圧延されたバー(bar)をAr3+30℃〜Ar3−30℃の間の温度で仕上げ圧延して鋼板を得る段階と、鋼板を700℃以下の温度まで冷却する段階と、を含む。
粗圧延の前工程として、スラブを再加熱する。
スラブの再加熱温度は、950℃以上とすることが好ましいが、これは、鋳造中に形成されたTi及び/又はNbの炭窒化物を固溶させるためである。また、Ti及び/又はNbの炭窒化物を十分に固溶させるためには、1000℃以上に加熱することがより好ましい。但し、過度に高い温度に再加熱すると、オーステナイトが粗大化する恐れがあるため、再加熱温度の上限は1100℃であることが好ましい。
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)以上に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、さらに、オーステナイトの大きさを小さくする効果も得られる。このような効果を得るには、粗圧延温度は1100〜900℃に制限することが好ましい。
本発明では、粗圧延時に中心部の組織を微細化するために、粗圧延時における最終3パスに対しては、パス当たりの圧下率が5%以上、総累積圧下率が40%以上であることが好ましい。
粗圧延時における初期圧延により再結晶された組織は、高い温度によって結晶粒成長が起こるが、最終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成長速度が遅くなり、これに伴って、粗圧延時における最終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及ぼすようになる。
また、粗圧延のパス当たりの圧下率が低くなると、中心部に十分な変形が伝わらず、中心部の粗大化による靭性の低下が発生する恐れがある。したがって、最終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、粗圧延時における総累積圧下率は40%以上に設定することが好ましい。
粗圧延されたバーをAr3(フェライト変態開始温度)+30℃〜Ar3−30℃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であり、Ar3温度の直上若しくは直下で圧延を行うと、変形誘起変態によって非常に微細なフェライトが結晶粒界及び結晶粒の内部に生成するようになり、結晶粒単位を小さくする効果を得ることができる。
また、変形誘起変態を効果的に生じさせるためには、仕上げ圧延時における累積圧下率を40%以上に保持し、最終形状を平らにする圧延を除いたパス当たりの圧下率を8%以上に保持することが好ましい。
仕上げ圧延温度をAr3−30℃以下に下げると、粗大なフェライトが圧延前に生成し、圧延中に長く延伸されるようになり、かえって衝撃靭性を低下させるようになり、Ar3+30℃以上で仕上げ圧延すると、粒度微細化に効果的ではないため、仕上げ圧延温度をAr3+30℃〜Ar3−30℃の範囲で行うことが好ましい。
粗圧延後、仕上げ圧延前のバーの1/4t部(ここで、t:鋼板厚)における結晶粒の大きさは150μm以下、好ましくは100μm以下、より好ましくは80μm以下にすることができる。
粗圧延後、仕上げ圧延前のバーの1/4t部における結晶粒の大きさは粗圧延条件などによって制御されることができる。
仕上げ圧延時における圧下比は、スラブ厚(mm)/仕上げ圧延後の鋼板厚(mm)の比が3.5以上、好ましくは3.8以上になるように設定されることがもよい。
上記のように圧下比を制御すると、粗圧延及び仕上げ圧延時に圧下量が増加するに伴い、最終微細組織の微細化による降伏/引張強度の上昇及び低温靭性の向上をもたらすことができ、さらに、厚さ中心部の粒度減少による中心部の靭性の向上をもたらすことができる。
仕上げ圧延の後、鋼板は、50mm以上の厚さを有し、好ましくは50〜100mmの厚さを有することができ、より好ましくは80〜100mmの厚さを有することができる。
仕上げ圧延の後、鋼板を700℃以下に冷却させる。
冷却終了温度が700℃を超えると、微細組織が適切に形成されなくなり、降伏強度が390Mpa以下になる可能性がある。
鋼板の冷却は、1.5℃/s以上の中心部の冷却速度で行うことができ、鋼板の中心部の冷却速度が1.5℃/s未満であると、微細組織が適切に形成されなくなり、降伏強度が390Mpa以下になる可能性がある。
また、鋼板の冷却は、2〜300℃/sの平均冷却速度で行ってもよい。
但し、後述する実施例は本発明をより詳細に説明するための例示であり、本発明の権利範囲を限定するためのものではないことに留意すべきである。
本発明の権利範囲が、特許請求の範囲に記載の事項と、これから合理的に類推される事項により決定されるためである。
下記表1の組成を有する400mmの鋼スラブを1045℃の温度に再加熱した後、1015℃の温度で粗圧延を実施してバーを製造した。粗圧延時における累積圧下率は、50%として同様に適用した。
粗圧延されたバーの厚さは、180mmであり、粗圧延後、仕上げ圧延前の1/4t部における結晶粒の大きさは95μmであった。
粗圧延の後、表2に示した仕上げ圧延温度とAr3温度との温度差で仕上げ圧延を行って下記表2の厚さを有する鋼板を得た後、4℃/secの冷却速度で700℃以下の温度に冷却した。
上記のように製造された鋼板に対して、微細組織、降伏強度、厚さ1/4t部の平均粒度、板厚方向に表層部から板厚の1/4部までにおける圧延方向に平行な面に対して15度以内の角度をなす(100)面の面積率、Kca値(脆性亀裂伝播抵抗性係数)を調査し、その結果を表2に示した。
表2のKca値は、鋼板に対してESSO testを実施して評価した値である。
比較鋼2では、Cの含量が本発明のC含量の上限よりも高い値を有しており、粗圧延時の冷却によって中心部のオーステナイトの粒度を微細化したにも関わらず、上部ベイナイト(upper bainite)が生成することにより最終微細組織の粒度が33.2μmであり、表層部から板厚の1/4部までにおける圧延方向に平行な面に対して15度以内の角度をなす(100)面の面積率が30%以下であり、さらに、脆性が発生しやすい上部ベイナイトを基地組織として有することから、衝撃遷移温度が−40℃以上であり、Kca値も−10℃で6000以下の値を有することが分かる。
比較鋼4では、Mn含量が本発明のMn含量の上限よりも高い値を有しており、高い硬化能によって母材の微細組織が上部ベイナイトであり、粗圧延時の冷却によって中心部のオーステナイトの粒度を微細化したにも関わらず、最終微細組織の粒度が32.2μmを示し、表層部から板厚の1/4部までにおける圧延方向に平行な面に対して15度以内の角度をなす(100)面の面積率が30%以下であり、また、衝撃遷移温度が−40℃以上であり、Kca値も−10℃で6000以下の値を有することが分かる。
比較鋼5では、Ni含量が本発明のNi含量の上限よりも高い値を有しており、高い硬化能によって母材の微細組織がグラニュラーベイナイト(granular bainite)と上部ベイナイトであり、粗圧延時の冷却によって中心部のオーステナイトの粒度を微細化したにも関わらず、最終微細組織の粒度が28.7μmを示し、また、衝撃遷移温度が−40℃以上であり、Kca値も−10℃で6000以下の値を有することが分かる。
これに対し、本発明の成分範囲と製造範囲を満たす発明鋼1〜6では、降伏強度390MPa以上、1/4t部の粒度15μm以下を満たしており、フェライトとパーライト組織又は針状フェライト単相組織、若しくは針状フェライトとグラニュラーベイナイトの複合組織、針状フェライト、パーライトとグラニュラーベイナイトの複合組織を微細組織にして有することが分かる。
また、板厚の表層部から板厚の1/4部までにおける圧延方向に平行な面に対して15度以内の角度をなす(100)面の面積率が30%以上であり、衝撃遷移温度が−40℃以上であり、Kca値も−10℃で6000以上の値を満たしていることが分かる。
図1には発明鋼6の厚さ中心部を光学顕微鏡で観察した写真を示したが、図1からも分かるとおり、厚さ中心部の組織が微細化されている。
鋼スラブのCu/Ni重量比を表3に示すように変化させたこと以外は、実施例1の発明鋼2と同様の組成及び製造条件で鋼板を製造し、製造された鋼板の表面特性を調査し、その結果を表3に示した。
表3において、鋼板の表面特性とは、Hot shortnessによる表面部のスタークラックの発生有無を測定したことをいう。
粗圧延後、仕上げ圧延前の結晶粒の大きさ(μm)を表4に示すとおり変化させたこと以外は、実施例1の発明鋼1と同一の組成及び製造条件で鋼板を製造し、製造された鋼板の1/4t部の衝撃遷移温度特性を調査し、その結果を表4に示した。
Claims (8)
- 質量%で、C:0.05〜0.1%、Mn:1.58〜2.2%、Ni:0.3〜1.2%、Nb:0.005〜0.1%、Ti:0.005〜0.1%、Cu:0.1〜0.5%、Si:0.1〜0.3%、P:100ppm以下、S:40ppm以下、残部Fe、及びその他の不可避な不純物からなり、
フェライト単相組織、ベイナイト単相組織、フェライトとベイナイトの複合組織、フェライトとパーライトの複合組織、及びフェライト、ベイナイトとパーライトの複合組織からなる群より選択された一つの組織からなる微細組織を有し、
前記フェライトは針状フェライト(acicular ferrite)又は多角形フェライト(polygonal ferrite)であり、前記ベイナイトはグラニュラーベイナイト(granular bainite)であり、
鋼材は、前記鋼材の厚さ方向に表層部から板厚1/4部までにおいてEBSD方法で測定した結晶方位の差が15度以上の高傾角境界を有する結晶粒の粒度が15μm以下であり、
前記鋼材の厚さの1/4部までにおける圧延方向に平行な面に対して15度以内の角度をなす(100)面の面積率が30%以上であり、
前記鋼材は、降伏強度が390MPa以上であり、並びに前記鋼材の厚さ方向に表層部及び鋼材厚さ1/4t部におけるシャルピー破面遷移温度が−40℃以下であり、
且つ厚さが50mm以上であることを特徴とする脆性亀裂伝播抵抗性に優れた高強度鋼材。 - 前記Cu及びNiの含量は、Cu/Ni重量比が0.6以下になるように設定さ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高強度鋼材。
- 前記鋼材の微細組織がパーライトを含む複合組織であると、パーライトの分率は20%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に優れた高強度鋼材。
- 前記鋼材厚さが80〜100mm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高強度鋼材。
- 質量%で、C:0.05〜0.1%、Mn:1.58〜2.2%、Ni:0.3〜1.2%、Nb:0.005〜0.1%、Ti:0.005〜0.1%、Cu:0.1〜0.5%、Si:0.1〜0.3%、P:100ppm以下、S:40ppm以下、残部Fe、及びその他の不可避な不純物からなるスラブを950〜1100℃に再加熱した後、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Ar3+30℃〜Ar3−30℃の間の温度で仕上げ圧延して厚さ50mm以上の鋼板を得る段階と、前記鋼板を700℃以下の温度まで冷却する段階と、を含み、
前記粗圧延時の最終3パスに対しては、パス当たりの圧下率が5%以上であり、累積圧下率が40%以上であり、
前記粗圧延後、仕上げ圧延前のバーの1/4t部(ここで、t:鋼板厚)における結晶粒の大きさは、150μm以下であり、
前記仕上げ圧延時における圧下比は、スラブ厚(mm)/仕上げ圧延後の鋼板厚(mm)の比が3.5以上になるように設定され、
フェライト単相組織、ベイナイト単相組織、フェライトとベイナイトの複合組織、フェライトとパーライトの複合組織、及びフェライト、ベイナイトとパーライトの複合組織からなる群より選択された一つの組織を含む微細組織を有し、前記フェライトは針状フェライト(acicular ferrite)又は多角形フェライト(polygonal ferrite)であり、並びにベイナイトはグラニュラーベイナイト(granular bainite)であり、鋼材の厚さ方向に表層部から板厚1/4部までEBSD方法で測定した結晶方位の差が15度以上の高傾角境界を有する結晶粒の粒度が15μm以下であり、前記鋼材の厚さの1/4部までの圧延方向に平行な面に対して15度以内の角度をなす(100)面の面積率が30%以上であり、降伏強度が390MPa以上であり、並びに前記鋼材の厚さ方向に表層部及び鋼材厚さ1/4t部におけるシャルピー破面遷移温度が−40℃以下である鋼材を製造することを特徴とする脆性亀裂伝播抵抗性に優れた高強度鋼材の製造方法。 - 前記Cu及びNiの含量は、Cu/Ni重量比が0.6以下になるように設定されることを特徴とする請求項5に記載の脆性亀裂伝播抵抗性に優れた高強度鋼材の製造方法。
- 前記鋼板の冷却は、1.5℃/s以上の中心部の冷却速度で行うことを特徴とする請求項5に記載の脆性亀裂伝播抵抗性に優れた高強度鋼材の製造方法。
- 前記鋼板の冷却は、2〜300℃/sの平均冷却速度で行うことを特徴とする請求項5に記載の脆性亀裂伝播抵抗性に優れた高強度鋼材の製造方法。
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