(57)【要約】【課題】比較的低圧で鋼材に歪を与えることが可能な、等軸微細鋼を製造する方法を提供すること。【解決手段】Ｃ：０．０３〜０．２質量％、Ｓｉ：０．１〜０．６質量％、Ｍｎ：０．６〜２．０質量％、Ａｌ：０．０１〜０．０６質量％を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる鋼を、Ａｃ３変態点以上、１１５０℃以下の温度領域まで加熱し、前記鋼をＡｒ３変態点以上の温度領域にて圧下率２０％以上で圧延し、（Ａｒ1変態点−１００℃）以上、Ａｒ1変態点以下の温度領域まで冷却し、７００℃を超え、Ａｃ３変態点以下の温度領域まで再加熱し、前記鋼を７００℃以上、Ａｃ３変態点以下の温度領域にて圧下率３０％以上で圧延して、等軸でかつ微細な鋼粒で構成される鋼材を得る。【選択図】図１
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃ：０．０３〜０．２質量％、Ｓｉ：０．１〜０．６質量％、Ｍｎ：０．６〜２．０質量％、Ａｌ：０．０１〜０．０６質量％を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる鋼を、Ａｃ３変態点以上、１１５０℃以下の温度領域まで加熱する第一工程と、前記鋼をＡｒ３変態点以上の温度領域にて圧下率２０％以上で圧延する第二工程と、（Ａｒ1変態点−１００℃）以上、Ａｒ1変態点以下の温度領域まで冷却する第三工程と、７００℃を超え、Ａｃ３変態点以下の温度領域まで再加熱する第四工程と、前記鋼を７００℃以上、Ａｃ３変態点以下の温度領域にて圧下率３０％以上で圧延する第五工程とを有することを特徴とする細粒鋼の製造方法。
【請求項２】
前記第三工程における冷却温度の下限を５００℃、上限を５８０℃とした請求項１記載の細粒鋼の製造方法。
【請求項３】
前記第四工程における再加熱温度、及び前記第五工程における圧延温度の範囲を７４０℃超、Ａｃ３変態点以下とした請求項１または請求項２に記載の細粒鋼の製造方法。
【請求項４】
前記鋼が更に、
Ｃｕ：０．０１〜１．０質量％、
Ｎｉ：０．０１〜３．０質量％、
Ｃｒ：０．０１〜１．０質量％、
Ｍｏ：０．００１〜０．１５質量％、
Ｖ：０．００１〜０．１質量％、
Ｎｂ：０．００１〜０．１質量％、
Ｔｉ：０．００１〜０．１質量％、
Ｂ：０．０００１〜０．００３質量％、
よりなる群から選択されるいずれか一種以上の元素を含有する請求項１〜請求項３のいずれかに記載の細粒鋼の製造方法。
【請求項５】
前記鋼が更に、Ｃａ：０．０００５〜０．００３質量％を含有する請求項１〜請求項４のいずれかに記載の細粒鋼の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、主として造船、橋梁、建築、建設機械など、鋼構造物に使用される高張力高靭性を有する細粒鋼の製造方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
一般に、鋼材の強度等の諸特性は、鋼材の組織が微細になるほど向上するとされており、従来から、鋼材組織を微細化する技術の開発が行われている。代表的な技術としては、ＴＭＣＰ（Ｔｈｅｒｍｏ  Ｍｅｃｈａｎｉｃａｌ  Ｃｏｎｔｒｏｌ  Ｐｒｏｃｅｓｓ）が挙げられる。ＴＭＣＰは、オーステナイト（以下、γということがある）領域において鋼材に歪を加えた後、γ領域からフェライト（以下、αということがある）領域に変態させることによって細粒を得る方法であるが、１０μｍ以下の細粒を得ることは困難である。また、α＋γの二相域において鋼材に歪を加えた場合には、鋼粒が圧延方向に伸張し、鋼材に大きな異方性が生じるという問題があった。
【０００３】
これらの問題に対し、所望の圧延が終了するまでの途中段階においてαからγへの逆変態を起こす方法（特許文献１）が知られているが、γ領域において制御圧延を行うという点でＴＭＣＰのメカニズムと基本的には同じであり、十分に微細で等軸な鋼粒を得ることはできない。
【０００４】
一方、フェライト温度領域での温間加工を施し、フェライトの回復、或いは再結晶を誘起することにより鋼粒を微細化し、このフェライト鋼を温間強制加工後、直ちに、或いは３５０℃未満に冷却した後に３５０℃〜（Ａｃ１−４０）℃の温度範囲にまで加熱し、徐冷を行う方法が知られているが（特許文献２）、この方法によれば、Ａｃ１以下の温度で鋼材の圧下を行うこととなり、したがって鋼の変形抵抗が高く、加工が困難である。また、再結晶臨界歪も高いため、鋼の幅や厚みに制約がある。
【０００５】
その他、鋼片の組織を微細化するため熱処理又は圧延を施した上で、所定の（γ＋α）二相域温度に再加熱することにより、厚鋼板を製造する方法が知られているが（特許文献３）、鋼材を一旦５００℃以下まで冷却し、その後更に再加熱を行っているため、加熱に多量の熱が必要になるばかりでなく、冷却後、再加熱に長時間を要し、この段階において粒界の移動により、鋼粒の成長が起こってしまう。このため、鋼粒が粗大化する、あるいは混粒となってしまうという問題がある。更に、５００℃以下まで一定速度以上で冷却を行うことにより、フェライト＋パーライトではなく、旧γ粒径から、ベイナイトが生成してしまう可能性もある。
【０００６】
また、厚鋼板の圧延工程で中間板厚まで圧延後、圧延を中断し、鋼を一旦６５０℃以下に冷却し、再び８００〜９５０℃に再加熱した後、７４０℃以下にて圧下率３０％以上の圧延を行ない、鋼粒を微細化する方法が知られているが（特許文献４）、鋼を一旦冷却する温度が「６５０℃以下」と、非常に広範囲な記載であり、鋼の状態が複数の相にまたがるものと考えられるため、「６５０℃以下」の範疇のいずれの温度を選択するかによって鋼の状態が全く異なり、その後の再加熱の後、最終的にどのような鋼が生成されるのか不明である。また、鋼粒が微細化されるのか、記載されていない。
【特許文献１】特開平０３−２６００１６号公報（特許請求の範囲）
【特許文献２】特開２００２−６９５３１号公報（段落０００７）
【特許文献３】特開平１０−１２１１３２号公報（段落００２４）
【特許文献４】特公昭５４−２６４８８号公報（第１頁の左欄）
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
本発明は、上記のような背景に鑑みてなされたものであり、比較的低い圧力下であっても鋼材に十分な歪を与えることが可能な等軸微細鋼を製造する方法を提供することを目的とするものである。
【課題を解決するための手段】
【０００８】
上述したように、鋼板の圧延工程で中間板厚まで圧延した後、圧延を中断し、鋼を一旦冷却し、再び加熱することにより細粒鋼を得る方法は知られているが、本発明者等は、従来の冷却温度が低かったため、再加熱に時間を要し、鋼粒が粗大化しているという新たな知見を得て、冷却停止温度を高めることにより鋼粒の微細化に寄与せしめた。
【０００９】
具体的には、本発明の細粒鋼の製造方法は、Ｃ：０．０３〜０．２質量％、Ｓｉ：０．１〜０．６質量％、Ｍｎ：０．６〜２．０質量％、Ａｌ：０．０１〜０．０６質量％を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる鋼を、ＡＣ３変態点以上、１１５０℃以下の温度領域まで加熱する第一工程と、前記鋼をＡｒ３変態点以上の温度領域にて圧下率２０％以上で圧延する第二工程と、（Ａｒ1変態点−１００℃）以上、Ａｒ1点変態以下の温度領域まで冷却する第三工程と、７００℃を超え、Ａｃ３変態点以下の温度領域まで再加熱する第四工程と、前記鋼を７００℃以上、Ａｃ３変態点以下の温度領域にて圧下率３０％以上で圧延する第五工程とを有するものである。
【００１０】
この方法では、第三工程により鋼を一旦冷却して鋼をフェライト化した後に、第四工程において再加熱を行なうが、温度ヒステリシスによりフェライト相のまま高温となるので、一旦冷却しない方法に比べて、高温にてα鋼を存在させることができるので、第五工程においてフェライト主体の状態で圧延を行える。
【００１１】
また、高温にてα鋼を存在させることができ、比較的低圧の圧下でも、鋼材に所定の歪を与えることができる。したがって、実用的なレベルの圧延でも、αの再結晶を起こすことが可能である。また、生成される鋼は再結晶粒となるので、鋼粒が比較的等軸であり、鋼材に等方的な強度が得られる。
【００１２】
本発明にかかる細粒鋼の製造方法においては、第三工程における冷却温度を５００℃以上、５８０℃以下とすることがより望ましい。
【００１３】
本発明にかかる細粒鋼の製造方法においては、前記第四工程における再加熱温度、及び前記第五工程における圧延温度の範囲を７４０℃超、Ａｃ３変態点以下とすることがより望ましい。
【００１４】
本発明にかかる細粒鋼の製造方法においては、前記鋼が更に、
Ｃｕ：０．０１〜１．０質量％、
Ｎｉ：０．０１〜３．０質量％、
Ｃｒ：０．０１〜１．０質量％、
Ｍｏ：０．００１〜０．１５質量％、
Ｖ：０．００１〜０．１質量％、
Ｎｂ：０．００１〜０．１質量％、
Ｔｉ：０．００１〜０．１質量％、
Ｂ：０．０００１〜０．００３質量％、
よりなる群から選択されるいずれか一種以上の元素を含有することが望ましい。
【００１５】
また、本発明にかかる細粒鋼の製造方法においては、前記鋼が更に、Ｃａ：０．０００５〜０．００３質量％を含有することが更に望ましい。
【発明の効果】
【００１６】
本発明によれば、上述したように高温にてα鋼を存在させることができるので、第五工程においてフェライト主体の状態で圧延を行なうことができ、生成される鋼が比較的等軸となり、鋼材の強度に等方性が得られえる。また、高温にてα鋼を存在させることができるので、比較的低圧の圧延でも、鋼材に所定の歪を与えることができ、その結果、高強度高靭性の細粒鋼を安定的に得ることができる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１７】
以下、本発明の細粒鋼の製造方法をより詳細に説明する。
【００１８】
まず、第一工程として、加工対象となる鋼材をＡＣ３変態点以上、１１５０℃以下の温度領域まで加熱する。ＡＣ３変態点以上とするのは、仮にＡＣ３変態点未満であった場合には、鋼のγ化が不十分となり、粗大な鋳造組織が残存してしまうためである。一方、加熱温度が１１５０℃を超えると、γ粒径が粗大化してしまい、鋼粒の微細化という本来の目的が達成されない。したがって、第一工程の加熱温度の範囲は、ＡＣ３変態点以上、１１５０℃以下とする。より好ましくは、９００℃以上、１１００℃以下である。
【００１９】
使用される鋼の成分は、Ｃ：０．０３〜０．２質量％、Ｓｉ：０．１〜０．６質量％、Ｍｎ：０．６〜２．０質量％を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなるものである。
【００２０】
Ｃの含有量を０．０３質量％以上としたのは、鋼の強度を確保するためである。Ｃの含有量が０．２質量％を超えると、溶接性能が低下してしまうため、上限値を０．２質量％としている。
【００２１】
Ｓｉの含有量を０．１質量％以上としたのは、脱酸素材として有効に機能させるため、および、鋼の強度を確保するためである。また、Ｓｉの含有量が０．６質量％を超えると鋼の溶接性および靭性が低下するため、Ｓｉの上限値を０．６質量％としている。
【００２２】
Ｍｎは、比較的安価な材料であり、焼入性の増大により鋼の強度を高めるだけでなく、靭性の向上にも寄与する。このようなＭｎの性質を有効に発揮させるため、Ｍｎの含有量を０．６質量％以上とした。一方、２．０質量％を超えると、溶接性が劣化してしまうため、添加量の上限を２．０質量％としている。
【００２３】
Ａｌは、脱酸材として機能するが、有効に機能させるために含有量を０．０１質量％以上としている。一方、０．０６質量％を超えると、溶接性が劣化してしまうため、添加量の上限を０．０６質量％としている。
【００２４】
なお、ＰやＳは、鋼の延性や靭性を劣化させるものであるため、極力混入しないことが望ましいが、避けることのできない不純物である。必要以上に低減しようとすると工程数の増加やコストアップに繋がってしまうが、許容量として、Ｐ：０．０２５質量％以下、Ｓ：０．０１５質量％以下とすることが望ましい。
【００２５】
また、鋼中に単独固溶するＮは、鋼の延性や靭性を劣化させるものであるので、濃度を０．００８質量％以下にすることが望ましい。一方、Ｎを完全に排除しようとすることは工業的に極めて困難であり、必要以上に低減しようとすると工程数の増加やコストアップに繋がってしまう。したがって、Ｎの濃度は０．００２質量％以上とするのが妥当である。
【００２６】
次いで、第二工程として、Ａｒ３変態点以上の温度領域にて圧下率２０％以上で鋼を圧延する。これは、加熱されたγ粒を細かく、整粒にするためであり、圧下率を２０％以上としたのは、γ粒に歪を加えることによりα核生成サイトを増加させ、続く第三工程において生成されるα粒を微細にするためである。下限値をＡｒ３変態点としたのは、仮にＡｒ３変態点を下回る温度において圧延を行うと組織が展伸し、鋼板に大きな異方性が生じてしまうためである。この場合は、鋼の遷移温度は低下するものの、セパレーションが発生して吸収エネルギーが低下してしまうため好ましくない。従って、圧延温度はＡｒ３変態点以上とする。
【００２７】
次に、第三工程として、（Ａｒ1変態点−１００℃）以上、Ａｒ1変態点以下の温度領域まで鋼を冷却することにより、フェライト変態を誘起する。ここで、冷却を停止する温度（冷却停止温度）と、生成される組織の粒径との関係について調べたので、その結果を図１に示す。図１は、横軸に冷却停止温度、縦軸に生成される組織の粒径を表したものである。図１から、冷却停止温度がＡｒ1変態点−１００℃以上、Ａｒ1変態点℃以下のときに、粒径が極小値をとっていることがわかる。Ａｒ1変態点を超える温度で冷却を停止した場合は、続く第四、第五工程においても粗大なγが残存してしまう。一方、冷却停止温度を（Ａｒ1変態点−１００℃）未満の温度まで冷却した場合には、γからベイナイトを発生してしまう可能性がある。ベイナイトは旧γ粒径を引き継ぐため、フェライト変態する場合に対して粗大粒が残存してしまうことになる。また、（Ａｒ1変態点−１００℃）未満の温度まで冷却した場合には、冷却をある程度高い温度で停止して、続く再加熱工程である第四工程に直ぐに移行した場合に比べて、粒成長が起こり、粒が粗大化し、或いは、粗大粒との混粒となってしまう。粒の粗大化は、第三工程の冷却中、続く第四工程における再加熱に至るまでの温度での滞留時間の積分値に大きく依存するものと考えられる。加えて、冷却停止温度を低くし過ぎた場合には、工程の長時間化、消費エネルギーの増大にも繋がるため、冷却停止温度は（Ａｒ1変態点−１００℃）以上とすることが望ましい。第三工程における冷却停止温度は、さらに望ましくは５００℃以上、５８０℃以下である。
【００２８】
なお、図１に示すように、冷却停止温度を低くしすぎても、粒がそれ以上に細かくならないのは、次のような理由によるものと考えられる。すなわち、粒子の単位時間当たりの拡散速度はＤ＝ｅｘｐ（−Ｑ／κＴ）で表され（Ｑ：活性化エネルギー、κ：定数、Ｔ：温度）、温度により低下するため鋼の粒径は単調には増加せず、低温になるほどその影響は少なくなると考えられる。
【００２９】
冷却速度は特には規定しないが、０．３℃／秒未満では、フェライトが粒成長により粗大化してしまうため、０．３℃／秒以上とすることが好ましい。より好ましくは、０．５℃／秒以上である。
【００３０】
続いて、第四工程として鋼を再度加熱する。加熱温度の範囲は、７００℃超、Ａｃ３変態点以下とする。加熱温度を７００℃超としたのは、加熱温度が７００℃以下であると、変形抵抗が高く、続く第五工程において鋼を圧延するのに大きな圧力を要してしまうからである。一方、加熱温度がＡｃ３変態点を超えてしまうとαが全てγ化してしまうとともに、γの粒径が粗大化してしまうため、再加熱温度の上限値はＡｃ３変態点とした。なお、より好ましい再加熱の温度範囲は、７４０℃を超え、Ａｃ３変態点以下である。
【００３１】
加熱速度は特には規定しないが、０．１℃／秒未満ではフェライトが粒成長により粗大化してしまうため、０．１℃／秒以上とすることが好ましい。より好ましくは、０．３℃／秒以上である。
【００３２】
次に、第五工程として、７００℃以上、Ａｃ３変態点以下の温度領域にて、圧下率３０％以上で鋼を圧延する。圧下率が３０％未満であると、再結晶が部分的にしか起こらず、微細で均一な鋼粒を得るという本発明の目的を達成することができないからである。なお、第五工程の圧延を行うにあたり、より好ましい温度範囲は、７４０℃を超え、Ａｃ３変態点以下である。７４０℃を超える範囲で圧延を行えば、更に低圧の圧延でもα鋼に十分な歪を与えることができる。
【００３３】
なお、以上に記載した温度は、鋼板表面温度を指し、冷却速度は鋼板の平均冷却速度を指す。
【００３４】
その後は、通常用いられる放冷または強制冷却により、フェライトを再結晶させることにより、高強度高靭性の細粒鋼を安定的に得ることができる。組成比としては、フェライト分率を６０％以上とする。フェライト以外の組成としては、パーライト、ベイナイト、マルテンサイト、残留オーステナイトを混合し得るが、組成比は特に規定しない。パーライト、セメンタイト、ベイナイト、マルテンサイトをそれぞれ単独、或いは混合で含むことができる。
【００３５】
なお、第三工程における冷却時に生成するベイナイトは、高温での粗大なγ粒から生成するものであり、組織の粗大化につながってしまうが、γから微細α粒への変態後、第四工程の再加熱時に一部逆変態して生成されるγは微細であるため、本発明の目的を達成する上では許容できるものである。
【００３６】
以上説明した鋼材に、更にＣｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｂよりなる群から選択されるいずれか一種以上の元素を添加すれば、鋼の強度を高めることができる。ただし、過剰に添加すると溶接性や靭性が低下するおそれがあるので、それぞれの添加適正量は、Ｃｕ：０．０１〜１．０質量％、Ｎｉ：０．０１〜３．０質量％、Ｃｒ：０．０１〜１．０質量％、Ｍｏ：０．００１〜０．１５質量％、Ｖ：０．００１〜０．１質量％、Ｎｂ：０．００１〜０．１質量％、Ｔｉ：０．００１〜０．１質量％、Ｂ：０．０００１〜０．００３質量％とする。
【００３７】
また、以上説明した鋼材に、更にＣａを添加すると、Ｃａは不純物Ｓと結合し、Ｓを不活性化させるため、鋼の靭性を高めるのに有効である。その効果を発揮するためには、Ｃａ：０．０００５質量％以上必要であるが、０．００３質量％程度でその効果は飽和するため、Ｃａの適正含有量としては、Ｃａ：０．０００５質量％以上、０．００３質量％以下となる。
【実施例】
【００３８】
以下、実施例を挙げて本発明の細粒鋼の製造方法をより具体的に説明するが、本発明はもとより下記実施例によって制限を受けるものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも勿論可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。
【００３９】
表１に、実施例に用いた試供鋼の化学成分を示す。各試供鋼は、造塊後、分塊圧延により、あるいは連続鋳造により鋼片となしたものである。なお、表１中の鋼種Ａ〜鋼種Ｆは、本発明の化学組成範囲を満足しており、鋼種Ｇ、鋼種Ｈは本発明の化学組成範囲を満足していない。
【００４０】
【表１】
2007321230.tif 000003
【００４１】
実際に鋼種Ａ〜鋼種Ｈを用いて、本発明に関連する細粒鋼の製造方法を３４通り（試験番号１〜３４）実施したので、加熱温度等の実施条件を表２に示し、生成された鋼の各種特性および粒径等を表３に示す。
【００４２】
表２中の、加熱温度Ａは、第一工程における加熱温度を示すものである。圧下率Ａは、第二工程における鋼の圧下率を示すものである。冷却停止温度は、第三工程において冷却を停止する温度を示すものである。また、冷却速度Ａは、第三工程における冷却の速度を示すものである。加熱温度Ｂは、第四工程における加熱温度を示すものである。ＦＲＴは、圧延終了温度を示すものである。圧下率Ｂは、第五工程における鋼の圧下率を示すものである。冷却速度Ｂは、第五工程の後、鋼材を放冷または加速冷却する際の冷却速度である。
【００４３】
なお、表２及び表３中の試験Ｎｏ．１〜２０は、本発明の温度の範囲等の要件を満足した実施例を示すものであり、試験Ｎｏ．２１〜３４は、本発明の温度の範囲等の要件を満足していない比較例を示すものである。
【００４４】
【表２】
2007321230.tif 000004
【００４５】
【表３】
2007321230.tif 000005
【００４６】
表３中のｖＴｒｓは、破面遷移温度を表すものである。
【００４７】
表３中の粒径は、最終的に得られた鋼の粒径を示すものであり、ＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）を用いて２０００倍の視野にて組織を観察し、切断法を用いて１０視野での粒径の平均値を算出して求められたものである。
【００４８】
表２の試験Ｎｏ．１〜２０については、いずれも本発明の温度の範囲等の要件を満足しており、粒径がいずれも１．７μｍ以下と、微細な鋼粒が得られており、本発明の目的を達成している。
【００４９】
以下、比較例について個々に説明する。
【００５０】
試験Ｎｏ．２１では、第一工程における加熱温度Ａが１２００℃と高く、粒が粗大化している。
【００５１】
試験Ｎｏ．２２、２３では、第二工程において再結晶温度域での圧下率Ａが小さく、粒径が小さくならない。
【００５２】
試験Ｎｏ．２４では、第五工程における圧下率Ｂが小さいため、フェライトの再結晶が十分に起こらず、鋼が細粒化していない。
【００５３】
試験Ｎｏ．２５、２６、２７では、第三工程における冷却停止温度が高いため、フェライト変態が十分でないため、残存しているγが第四工程および第五工程において粗大化してしまい、最終的に生成される鋼が粗大なものとなっている。
【００５４】
試験Ｎｏ．２８、２９では、第三工程における冷却停止温度が低すぎるために、第三工程の冷却中、および続く第四工程における再加熱に至るまでの時間が長く、粒成長が起こり、粒が粗大化したものと考えられる。
【００５５】
試験Ｎｏ．３０では、第四工程における加熱温度Ｂが低いために、フェライトの再結晶が十分に起こらなかったために、鋼が細粒化していない。
【００５６】
試験Ｎｏ．３１、３２では、第四工程における加熱温度Ｂが高すぎるために、α→γの逆変態が起こっているためα粒がなくなり、再結晶が起こらないため、鋼の細粒化が実現していない。
【００５７】
試験Ｎｏ．３３、３４では、使用している鋼種Ｇ、Ｈの合金成分の多い、本発明の成分の範囲等の要件を満足しないものであるため、フェライトが生成しない。
【００５８】
なお、Ａｒ３変態点、Ａｒ1変態点は次の方法で求めた。富士電波工機製の単軸熱間加工再現試験装置（ＴＨＥＲＭＥＣＭＡＳＴＯＲ−Ｚ）を用い、まず、圧延を模擬した熱履歴、加工履歴を試験片に付与し、温度を高温から冷却させて試験片の径を測定した。そして図２に示すように、横軸に温度、縦軸に、試験片の径の変化率をプロットした。図２から分かるように、試験片の冷却による収縮とγ→α変態の際、試験片の体積膨張による影響が現れている。そして、図２に示すような近似曲線を引き、曲線が直線から外れた位置をそれぞれ変態開始点Ａｒ３、変態終了点Ａｒ1とした。
【図面の簡単な説明】
【００５９】
【図１】冷却を停止する温度（冷却停止温度）と、生成される組織の粒径との関係を示す図である。
【図２】温度と試験片の径（変化率）との関係を示す図である。
【図１】
2007321230.tif 000006
【図２】
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