专利名称：落锤冲击特性优异的高强度厚钢板的制作方法
技术领域：
本发明涉及除了海洋结构物、船舶、桥梁等的结构材料以外，还作为原子能发电厂的压力容器等的原材使用的高强度厚钢板，特别是涉及与高强度一起还改善了落锤冲击特性的厚钢板。
背景技术：
作为淬火/回火使用的厚钢板(以下，称为“QT钢板”)，具有高强度、高韧性，并且具有良好的焊接性，由此历来作为桥梁、高层建筑物、船舶、储罐等的焊接结构物被广泛使用。这样的QT钢板，随着近年来的焊接结构物的大型化设计，而有要求更高强度(例如，以屈服强度计为415MPa以上，以抗拉强度计为620MPa以上)的倾向。厚钢板当然需要高强度，而且还需要作为脆性断裂特性的指标的落锤冲击特性也·优异。然而，状况却是伴随着高强度化、厚壁化，这样的特性难以满足。作为使落锤冲击特性良好的技术，例如也提出有专利文献I这样的技术。在该技术中，通过极力降低P含量而实现晶界强化，并且通过添加所定量的N而实现细晶效果，此外通过Cr添加实现韧性提高效果。然而，由该技术得到的钢板，作为落锤冲击特性的指标的无延性转变温度(NDT)停留在_50°C左右，不能应对近年来的要求特性。另外在专利文献2中，提出有一种通过实施低温轧制而使微细铁素体生成，从而达成良好的落锤冲击特性的技术。然而，在该技术中高强度化有困难，在高强度的同时确保良好的落锤冲击特性。此外，在专利文献3，提出有一种技术，其通过辊压式淬火，一边抑制贝氏体的生成一边使微细铁素体，由此达成良好的落锤冲击特性。然而，在该技术中，高强度化也有困难，不能在高强度的同时确保良好的落锤冲击特性。先行技术文献专利文献专利文献I :日本特开平02-93045号公报专利文献2 :日本特开昭55-79828号公报专利文献3 :日本特开昭60-155620号公报
发明内容
本发明鉴于这样的状况而形成，其目的在于，提供一种能够在高强度的同时发挥出良好的落锤冲击特性，除了作为海洋结构物、船舶、桥梁等的结构材料以外，作为原子能发电厂的压力容器等的原材也有用的高强度厚钢板。所谓能够解决上述课题的本发明的厚钢板，具有以下几点要旨其分别含有C :O. 03 O. 150% (“质量％”的意思。关于化学成分组成下同)、Si :0.5%以下(含0%)、Mn :1· O 2. 0%、P :0· 015% 以下(不含 0% )、S :0. 01 % 以下(不含 0%)、A1 :0. 005 O. 06%, Cr 0. 10 O. 5 %、Mo :0· 05 O. 5 %、V :0. 10 % 以下(不含 O % )、N :0· 0020 O. 010%和O :0. 010%以下(不含0% )，余量由铁和不可避免的杂质构成，距表面深t/4 t/2 (t表示板厚，下同)的位置的显微组织中，贝氏体的面积分率为90 %以上，并且贝氏体的板条宽度的平均值为3. 5 μ m以下，并且贝氏体中的岛状马氏体的当量圆直径的最大值为3. O μ m以下。在本发明的厚钢板中，优选上述岛状马氏体的平均当量圆直径为Ι.Ομπι以下，由此落锤冲击特性更为良好。还有，在本发明中所谓“当量圆直径”，意思是注目于岛状马氏体(以下，简称为“ΜΑ”)的大小，换算成相同面积的圆时的直径。在本发明的厚钢板中，根据需要，还含有如下等元素也有用(a)CU:2%以下(不含0%)和/或Ni :2%以下(不含0%) ； (b)Nb :0.05%以下(不含0%)和/或B 0. 005%以下(不含0% ) ; (c)Mg 0. 005%以下(不含0% )和/或Ti :0· 030%以下(不含0% );(d) Zr 0. I % 以下(不含 O % )和 / 或 Hf :0· 05 % 以下(不含 O % ) ； (e) Ca 0. 0035 % 以下(不含0% ) ；(f)Co :2.5%以下(不含0% )和/或W :2.5%以下(不含0% ) ； (g)稀土类元素0. 01%以下(不含0% )，通过含有这样的元素，对应其各类，厚钢板的特性得到进一 步改善。在含有Ti时，优选使Ti的含量为O. 005 O. 030%，并且存在于钢板中的Ti系分散粒子以平均当量圆直径为40nm以下，以及使Ti系分散粒子的当量圆直径的最小值为IOnm以上，通过满足这样的要件，除了良好的落锤冲击特性以外，还能够进一步提高焊接热影响部(HAZ)的韧性。还有，所谓Ti系分散粒子，意思是含有Ti的碳化物、氮化物、氧化物或其复合的碳氮化物等的分散粒子。根据本发明，通过适当调整化学成分组成，严密规定显微组织，能够实现高强度，并且能够发挥良好的落锤冲击特性的厚钢板，这样的厚钢板，除了作为海洋结构物、船舶、桥梁等的结构材料以外，作为原子能发电厂的压力容器用原材也极有用。
图I是表示落锤冲击试验中使用的试验片的形状的俯视图。
具体实施例方式本发明者们对于实现能够确保高强度和良好的落锤冲击特性的厚钢板的手段，从各种角度进行了研究。其结果发现，作为钢板的显微组织，如果通过选择以贝氏体为主体(贝氏体的面积分率为90%以上)的显微组织来确保高强度，并且使贝氏体的板条宽度(形成为束状的贝氏体的宽度)的平均值在3. 5 μ m以下，并且使贝氏体中的MA的大小(当量圆直径的最大值)为3. O μ m以下，则对于落锤冲击特性的提高有效，从而完成了本发明。还有，在本发明的厚钢板中，作为上述的显微组织的评价位置，之所以是距表面t/4 t/2(t :板厚)的位置，是在评价厚钢板的特性上作为代表性的位置进行选择的。在本发明的厚钢板中，规定贝氏体的板条宽度成为重点。该板条宽度对落锤冲击特性造成影响，如果其平均值在3. 5 μ m以下，则能够实现落锤冲击特性。这被认为是基于抑制断裂的进行的板条数变多的理由。还有，贝氏体的板条宽度优选为3μπι以下，更优选为2 μ m以下。在贝氏体中，虽然岛状马氏体(MA)以板状或粒状存在于贝氏体的板条之间，但其当量圆直径的最大值对落锤冲击特性造成影响，如果其最大值(最大当量圆直径)在3. Ομπι以下，则对于落锤冲击特性的提高极其有效。这可以被认为是基于难以成为断裂起点的理由。还有，优选MA的大小的平均值(平均当量圆直径)为I. Ομπι以下，通过满足这样的要件，从断裂所对应的能量提高这一理由出发，能够使落锤冲击特性进一步提高。在本发明的厚钢板中，其显微组织以贝氏体为主体(贝氏体的面积分率为90%以上，优选为95%以上)，也包括全部是贝氏体的情况(贝氏体的总面积率为100% )，但其一部分(即，以面积分率计，在10%以下)也可以含有其他的组织(例如，铁素体、魏氏体、铁素体、珠光体、马氏体、渗碳体等之中的一种或多种)。MA的大小(平均当量圆直径)，是基于C、Si和Al的含量，与下述⑴式所规定的A值存在关联关系，这一结论就合金元素的添加量和MA的大小实验性地求得，通过使此A值成为比1.0(%)小的值，能够将MA的大小(平均当量圆直径)控制在I. Ομπι以下。还有，在下述(I)式中，还含有根据需要含有的Si，不含Si时，取消这一项目而计算A值，含有Si时，根据下述(I)式计算A值即可。·A 值=O. 34+2. 2 X [C] +3. 3 [Si]+6. I X [Al]…(I)其中，[C]、[Si]和[Al]分别表示C、Si和Al的含量(质量％ )。接下来，对于本发明的厚钢板的基本成分组成进行说明。本发明的厚钢板中，作为钢板的基本成分(C、Si、Mn、P、S、Al、Cr、Mo、V、N和O)，还需要使之处于以下所示这样的适正范围内。这些成分的范围限定理由如下。[C :0· 03 O. 150% ]C是用于确保钢板的强度所需要的元素，为了确保期望的强度而需要使之含有0.03%以上。但是，若使C过剩地含有，则反而使落锤冲击特性降低。由此，其上限需要为O. 150%。还有，C含量的优选下限为O. 05%，优选上限为O. 13%。[Si :0.5% 以下(含 0% )]Si在用于确保钢板的强度上是有效的元素，根据需要含有。但是，若使之过剩地含有，则招致钢材(母材)中岛状马氏体(MA)的粗大化，使落锤冲击特性劣化。由此，使其上限为O. 5%。还有，Si含量的优选下限为O. 05%，优选上限这O. 25%。[Mn :1· O 2. 0% ]Mn使淬火性提高，在确保钢板强度上是有效的元素，为了发挥这样的效果，Mn需要含有1.0%以上。但是若过剩地含有Mn，则钢板的落锤冲击特性劣化，因此使上限为2.0%。Mn含量的优选下限为1.2%，优选上限为1.6%。[P :0.015% 以下(不含 0% )]P是不可避免地混入的杂质，对钢板的落锤冲击特性造成不良影响，因此优选尽可能少的方面。从这一观点出发，P可以抑制在O. 015%以下。P含量的优选上限为O. 010%。[S :0· 01% 以下(不含 0% )]S与钢板中的合金元素化合而形成各种夹杂物，是对于钢板的落锤冲击特性起有害作用的杂质，因此优选尽可能少的一方，考虑到实用钢的洁净度的程度，可以抑制在O. 01%以下(优选为O. 005%以下)。还有，S是钢中不可避免包含的杂质，使其量达到O %在工业生产上有困难。[Al :0· 005 O. 06% ]
Al作为脱氧剂是有效的元素，并且还发挥着使钢板的显微组织微细化所带来的钢板强度提高效果。为了发挥这样的效果，Al含量需要在O. 005%以上。但是，若过剩地含有，则招致岛状马氏体(MA)的粗大化，使落锤冲击特性劣化。由此，使其上限为O. 06%。还有，Al含量的优选下限为O. 01%，优选上限为O. 04%。[Cr :0. 10 O. 5% ]Cr提高钢板的淬火性，对于使强度提高是有效的元素。为了发挥这样的效果，Cr含量需要在O. 10%以上。但是，若Cr的含量过剩，则使落锤冲击特性劣化。由此，Cr含量需要在O. 5%以下。还有，Cr含量的优选下限为O. 2%，优选上限为O. 4%。[Mo :O. 05 O. 5% ]Mo形成微细碳化物，在使钢板的强度提高上是有效的元素。为了发挥这样的效果，Mo含量需要在O. 05%以上。但是，若其含量过剩，则碳化物粗大化促进，落锤冲击特性反而 降低。由此，Mo含量需要处于O. 5%以下。还有，Mo含量的优选下限为O. 15%，优选上限为O. 3%。[V:0. 10% 以下(不含 0% )]V使淬火性提高，发挥着使钢板的强度提高的效果。另外，V也有提高回火软化阻抗的效果。但是，若多量地含有，则落锤冲击特性劣化，因此优选为0.10%以下(更优选为O. 05%以下)。还有，用于有效发挥此效果的V含量为O. 02%以上。[N :0· 0020 O. 010% ]N与Al等结合，形成氮化物而使钢板组织微细化，具有使落锤冲击特性提高的效果。为了使这一效果发挥，N需要含有O. 0020%以上。但是，若N含量过剩，则落锤冲击特性反而劣化，因此为O. 010%以下。还有，N含量的优选下限为O. 004%，优选上限为O. 008%。[O :0· 010% 以下(不含 0% )]O作为可避免的杂质被含有，但在钢中作为氧化物存在。但是，若其含量超过O. 010%，则粗大的氧化物生成，落锤冲击特性劣化。由此，O含量的上限为0.010%。O含量的优选上限为O. 003%。本发明中规定的含有元素如上述，余量是铁和不可避免的杂质，作为该不可避免的杂质，能够允许因原料、物资、制造设备等的状况而掺杂进来的元素的混入。另外在本发明的厚钢板中，根据需要还含有如下等元素也有用(a)Cu :2%以下(不含0%)和/或Ni :2%以下(不含0% ) ； (b) Nb :0.05%以下(不含0% )和/或B :0· 005%以下(不含0% )；(c)Mg :0· 005% 以下(不含 0% )和 / 或 Ti :0.0:30% 以下(不含 0% ) ；(d)Zr 0. 1% 以下(不含 O % )和 / 或 Hf :0· 05 % 以下(不含 O % ) ； (e) Ca 0. 0035 % 以下(不含 O % ) ； (f)Co 2. 5%以下(不含0% )和/或W :2· 5%以下(不含0% ) ；(g)稀土类元素0· 01%以下(不含0% )等，通过含有这样的元素，对应其种类，厚钢板的特性得到进一步改善。[Cu :2%以下(不含0% )和/或Ni :2%以下(不含0% )]Cu和Ni提高淬火性，对于提高强度是有效的元素，根据需要含有。但是，若这些元素的含量过剩，则落锤冲击特性反而降低，因此均优选为2%以下(更优选为1%以下)。用于发挥上述效果的优选下限均为O. 2%以上(更优选为O. 3%以上)。[Nb :0.05% 以下(不含 0% )和 / 或 B :0.005% 以下(不含 0% )]Nb和B使淬火性提高，发挥着使钢板的强度提高的效果。但是，若大量含有，则碳化物和氮化物的生成变多，落锤冲击特性劣化，因此优选达到上述的量。更优选Nb在O. 04%以下，B在O. 002%以下。还有，用于有效地发挥这些效果的含量，Nb在O. 01%以上，B在O. 0005%以上。[Mg :0.005% 以下(不含 0% )和 / 或 Ti :0.030% 以下(不含 0% )]Mg和Ti形成氧化物和氮化物，抑制奥氏体晶粒的粗大化，从而具有使HAZ的特性提高的效果，因此根据需要含有、。但是若其含量过剩，则夹杂物粗大化，落锤冲击特性劣化，因此优选Mg处于O. 005%以下(更优选为O. 003%以下)，Ti处于O. 030%以下(更优选为O. 02%以下)。还有，在含有Ti时，优选使Ti的含量为O. 005 O. 030%,并且控制存在于钢板中的Ti系分散粒子的平均尺寸(平均当量圆直径)，使之在40nm以下，由此除了可以进一步提高落锤冲击特性以外，还可以进一步提高HAZ的韧性。Ti系分散粒子的平均尺寸更优选为30nm以下，如果平均尺寸小，则越小越能够得到良好的特性。
·
另一方面，若控制这样的Ti系分散粒子的最小尺寸(当量圆直径的最小值)使之在IOnm以上，则HAZ韧性的提高效果显著而更优选。Ti系分散粒子的最小尺寸进一步优选为15nm以上。[Zr 0. 1% 以下(不含 0% )和 / 或 Hf :0.05% 以下(不含 0% )]Zr和Hf与N形成氮化物，使奥氏体晶粒微细化，对于HAZ特性改善是有效的元素。但是，若过剩地含有，则反而使落锤冲击特性降低。因此，含有这些元素时，Zr为O. 1%以下(更优选为O. 003%以下)，Hf为O. 05%以下(更优选为O. 01%以下)。 [Ca 0. 0035% 以下(不含 0% )]Ca控制硫化物的形态，是有助于HAZ特性的提高的元素。但是，若超过O. 0035%而过剩地含有，也反而使落锤冲击特性劣化。还有，Ca含量的更优选上限为O. 0020%以下。[Co :2.5%以下(不含0% )和/或W :2.5%以下(不含0% )]Co和W使淬火性提高，具有提高钢板的强度的效果，因此根据必要含有。但是，若过剩含有，则HAZ韧性劣化，因此均使上限为2. 5%。还有，其含量的更优选上限均为O. 5%以下。[稀土类元素(REM) :0.01%以下(不含0% )]稀土类元素(REM)，使不可避免地混入钢材中的夹杂物(氧化物和硫化物等)的形状微细化、球状化，从而是有助于母材和HAZ的韧性的提高的元素，根据需要含有。这样的效果随着其含量增加而增大，但若REM的含量过剩，则夹杂物粗大化，落锤冲击特性劣化，因此优选抑制在O. 01%以下。还有，在本发明中，所谓REM，是含有镧系元素(从La至Lu的15种元素)以及Sc(钪)和Y(钇)的意思。在制造本发明的厚钢板时，通过通常的熔炼法熔炼满足上述的化学成分组成的钢材，冷却该熔钢而作为板坯，加热至例如900 1300°C的范围后进行热轧，接着使950 850°C的温度范围的压下率为10%以上并进行粗轧后，在800 850°C的温度范围，使终轧轧道的压下率为3 10%而进行精轧，其后以O. I 30°C /秒的平均冷却速度直接冷却至400°C，再加热至900 1000°C的温度范围而进行淬火，在550 700°C的温度范围进行2次以上的回火即可。这一方法的各条件的范围设定理由如下。还有，上述所示的温度由钢板表面的温度进行管理。
[板坯的加热温度900 1300°C]从使钢板的组织一下子全部奥氏体化的观点出发，需要为900°C以上，但若加热温度超过1300°C，则奥氏体晶粒粗大化，在后面的工序中难以得到期望的组织。[使950 850°C的温度范围的压下率为10%以上而进行粗轧]该温度范围内的压下率对贝氏体的板条宽度造成影响，通过使压下率为10%以上，并通过与后面的工序加以组合，能够使贝氏体的板条宽度的平均值达到3. 5 μ m以下。若压下率低于10%，则不能使贝氏体的板条宽度的平均值达到3. 5μπι以下。[在800 850°C的温度范围使终轧轧道的压下率为3 10%而进行精轧]该温度范围的压下率对贝氏体的板条宽度和MA尺寸造成影响，若温度超过850°C，或压下率低于3%，则贝氏体的板条宽度和MA尺寸(最大值)将超过规定值。另外 这时的压下率超过10%这样的轧制，在精轧中通常无法进行。[以O.I 30°C /秒的平均冷却速度直接冷却至400°C ]进行精轧后，需要以O. I 30°C /秒的平均冷却速度直接冷却至400°C。冷却时的平均冷却速度低于O. 1°C /秒或超过30°C /秒时，不能成为贝氏体主体。之所以使这时的冷却达到400°C，是由于在此之上无法产生组织相变。另外，之所以直接冷却，是出于如下观点，即预先使淬火前的组织微细，在淬火后仍使之微细。[淬火時的再加热温度900 1000°C]从奥氏体化的观点出发，再加热温度需要为900°C以上，但若再加热温度超过1000°C，则成为粗大奥氏体。还有，为了发挥淬火的效果而得到期望的组织(以贝氏体为主体的组织)，需要再加热到上述的温度范围后，以O. 5 20°C /秒的平均冷却速度进行冷却而进行淬火。即，若淬火冷却时的平均冷却速度低于0.5°C /秒，则无法成为贝氏体主体的组织，而成为铁素体/珠光体主体的组织,在超过20°C /秒这样的冷却中，马氏体成为主体的组织。[在550 700°C的温度范围进行2次以上的回火]进行上述这样的淬火后，进行回火，但重要的是，也要适当控制这时的回火条件。回火条件对于贝氏体的板条宽度和MA尺寸(最大值)造成影响，回火温度低于550°C，或回火回数为I次时，MA尺寸(最大值)将超过规定值。另外若回火温度超过700°C，则贝氏体的板条宽度超过规定值。还有，使Ti含有O. 005 O. 030%，并且控制存在于钢板中的Ti系分散粒子的尺寸时，以前述的本发明的厚钢板的制造方法为基础进行以下这样的条件的控制即可。首先，板坯加热温度需要在1150°C以上。通过如此使加热温度比较高，能够在板坯加热时刻使已经存在的Ti系分散粒子熔融，能够减少平均尺寸。另外通过达到比较高的温度，对于之后的工序生成的Ti系分散粒子来说，会促进其一定程度生长，其结果是，能够减少最终残存的微细的Ti系分散粒子。优选为1200°C以上，通过达到1200°C以上，能够使最小尺寸为IOnm以上。另外可知，Ti系分散粒子的尺寸，也受到来自C、Si、Mn、Nb、Cu、Ni、Cr、Mo、V等的元素含量的影响。根据本发明者们研究的结果，为了使Ti系分散粒子的平均尺寸为40nm以下，除了控制上述板坯加热温度的控制以外，还需要使下述(2)式所规定的X值为40 (%)以上，如此调整各添加元素的含量，这一点通过实验求得。该X值优选为45(%)以上(更优选为50(%)以上)，但反之从韧性劣化的观点出发，则优选为150(%)以下(更优选为100(% )以下)。还有，在下述(2)式中，还包含根据需要含有的元素(Si、Nb、Cu、Ni等)，但不含这些元素，取消该项目而计算X值，含有这些元素时，由下述(2)式计算X值即可。X = 500 X [C] +32 X [Si]+8 X [Mn] _9 X [Nb] +14X [Cu] +17 X [Ni]-5 X [Cr] -25 X [Mo]-34 X [V] . . . (2)其中，[C]，[Si],[Mn], [Nb], [Cu], [Ni], [Cr], [Mo]和[V]分别表示 C、Si、Mn、Nb、Cu、Ni、Cr、Mo 和 V 的含量(质量％ )。还有，本发明中作为对象的钢板，基本上设想为板厚为50mm以上的厚钢板，但在较低板厚下也具有同等的特性，也包含在本发明的对象中。实施例·以下，通过实施例更详细地说明本发明，但下述实施例没有限定本发明的性质，在能够符合前、后述的宗旨的范围，也可以适当加以变更实施，这些均包含在本发明的技术的范围内。[实施例I]通过通常的熔炼法熔炼在下述表1、2中显示化学成分组成的各种熔钢，冷却该熔钢而成为板坯(厚度300mm)后，以下述表3、4所示的条件热轧，进行冷却和回火，得到各种钢板(厚度100mm)。还有，在下述表1、2中，REM以含有Ce为50%左右和La为25%左右的混合稀土金属的形态添加。还有，在下述表1、2中一栏表示没有添加元素。表I
权利要求
1.一种落锤冲击特性优异的高强度厚钢板，其特征在于，以质量％计含有C :0. 03 O.150%, Si 0. 5% 以下且含 0%、Mn :L O 2. 0%、P :0· 015% 以下但不含 0%、S :0· 01%以下但不含 0%、A1 0. 005 O. 06%,Cr 0. 10 O. 5%,Mo 0. 05 O. 5%,V 0. 10% 以下但不含0%、N :0. 0020 O. 010%和O :0. 010%以下但不含0%，余量是铁和不可避免的杂质， 并且，在距表面深度为t/4 t/2的位置的显微组织中，贝氏体的面积分率为90%以上，并且贝氏体的板条宽度的平均值为3. 5 μ m以下，且贝氏体中的岛状马氏体的当量圆直径的最大值为3. Oym以下，其中，t表示板厚。
2.根据权利要求I所述的高强度厚钢板，其特征在于，岛状马氏体的平均当量圆直径为I. O μ m以下。
3.根据权利要求I或2所述的高强度厚钢板，其特征在于，以质量％计还含有Cu2%以下但不含O %和/或Ni :2%以下但不含0%。
4.根据权利要求I 3中任一项所述的高强度厚钢板，其特征在于，以质量％计还含有Nb :0. 05%以下但不含0%和/或B :0. 005%以下但不含0%。
5.根据权利要求I 4中任一项所述的高强度厚钢板，其特征在于，以质量％计还含有Mg :0. 005%以下但不含0%和/或Ti :0. 030%以下但不含0%。
6.根据权利要求I 4中任一项所述的高强度厚钢板，其特征在于，以质量％计还含有Ti :0. 005 O. 030%,并且，存在于钢板中的Ti系分散粒子以平均当量圆直径计为40nm以下。
7.根据权利要求6所述的高强度厚钢板，其特征在于，所述Ti系分散粒子的当量圆直径的最小值为IOnm以上。
8.根据权利要求I 7中任一项所述的高强度厚钢板，其特征在于，以质量％计还含有Zr :0. I %以下但不含0%和/或Hf :0. 05%以下但不含0%。
9.根据权利要求I 8中任一项所述的高强度厚钢板，其特征在于，以质量％计还含有Ca 0. 0035%以下但不含0%o
10.根据权利要求I 9中任一项所述的高强度厚钢板，其特征在于，以质量％计还含有Co :2. 5%以下但不含0%和/或W :2. 5%以下但不含0%。
11.根据权利要求I 10中任一项所述的高强度厚钢板，其特征在于，以质量％计还含有稀土类元素0. 01%以下但不含O %。
全文摘要
本发明的高强度厚钢板，满足规定的化学成分组成，在距表面深t/4～t/2(t表示板厚，下同)的位置的显示组织中，贝氏体的面积分率为90％以上，贝氏体的板条宽度的平均值为3.5μm以下，并且贝氏体中的岛状马氏体的当量圆直径的最大值在3.0μm以下，能够发挥出高强度，并且能够发挥出良好的落锤冲击特性，除了海洋结构物、船舶、桥梁等的结构材料以外，作为原子能发电厂的压力容器等的原材也有用。
文档编号C22C38/38GK102884217SQ20118002301
公开日2013年1月16日 申请日期2011年3月15日 优先权日2010年5月12日
发明者高冈宏行, 田村荣一 申请人:株式会社神户制钢所