JPH05271860A - 耐脆性破壊特性の良好な構造用鋼とその製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 （修正有） 【目的】 脆性破壊伝播特性の良好な構造用鋼板を生産
性よく経済的に製造する。 【構成】 鋼板の表層部に平均円相当径で３μｍ以下の
フェライト組織、もしくはベーナイト組織を有し、且つ
その表層部組織の同一結晶方位を有する集合組織コロニ
ーのアスペクト比（長径／短径の比）が４以上であるこ
とを特徴とする鋼板、および鋼片もしくは鋼板を、圧延
中途中水冷時の板厚をｔ₀ とした時、表層から少なくと
も板厚方向に０．０２×ｔ₀ （mm）以上の領域をフェラ
イト分率が５０％以上となる温度以下に急冷して、その
後、当該表層部がＡｒ₁ 点以上の温度から圧延を開始も
しくは再開し、（Ａｃ₃ −１００）℃からＡｃ₃ ℃の範
囲で圧延を行い、その後Ａｃ₃ 点以上に復熱させること
なく少なくともＡｒ₁ 点まで１℃／sec 以上で冷却す
る。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】本発明は、構造物の安全性を確保
するための鋼板の重要な性能の一つである脆性破壊伝播
停止（アレスト）性能をＮｉ元素等の高価な合金元素の
添加に頼ることなく、飛躍的に向上させる鋼板およびそ
の製造方法に関するものである。

【０００２】

【従来の技術】脆性破壊伝播停止（アレスト）性能を向
上させる手段として、特開昭５９−４７３２３号公報に
記載されているように未再結晶域で十分に圧下する製造
方法、あるいは、積極的に脆性破壊を生じ易い第二相粒
子を分散させて脆性亀裂先端にマイクロクラックを多数
発生せしめ亀裂先端の応力状態を緩和させ、かつマイク
ロクラックと主亀裂間の合体時に生じる延性破壊により
亀裂停止を容易にさせる方法が提案されている。

【０００３】しかし、それらの提案は、板厚中心部の組
織を改質し、脆性亀裂伝播停止性能を向上させるもので
あり、板厚表層部の組織で主として決定される落重試験
におけるＮＤＴ特性を必ずしも向上させるものではな
い。また、鋼板の板厚が増大すると上記のような板厚中
心部の組織細粒化が達成できないことがあり、とくに板
厚２５mm以上の鋼板のアレスト性能向上技術の開発が望
まれている。

【０００４】一方、鋼板表層部に細粒組織を有する鋼板
の製造方法が特開昭６１−２３５５３４号公報に記載さ
れており、表層部を５μｍ以下の組織と規定している
が、鉄鋼協会：材料とプロセス，６（１９９０），ｐ．
１７９６記載のように、３μｍ以下のフェライト粒でも
−１２０℃以下で容易に脆性破壊を生じてしまい、細粒
組織を表層部に形成せしめるアレスト性能向上方法には
限界がある。

【０００５】また、特願平０２−２４５０９号明細書に
は、板厚の１／３までの表層部を冷却・復熱させ、表層
部の組織改善により高アレスト化を達成する技術が開示
されている。しかし、この方法では板厚の１／３にいた
る広い範囲にわたり、冷却復熱を実現させなければなら
ず外部熱源なしには板厚中心部が加工フェライトが生成
して靭性が劣化してしまう可能性が大きい。また、かよ
うな製造方法でアレスト性能が向上できるものの、アレ
スト性能向上に必要な組織が明確でなく、効率的にアレ
スト性能を向上するために必要な表層組織、およびその
必要厚みが不明である。

【０００６】

【発明が解決しようとする課題】本発明は、表層部の組
織改質によりアレスト性能であるＫｃａ特性とＮＤＴ特
性を向上させるために必要な所要組織と所要厚みを明確
化し、製造コストを大きく上昇させる高価なＮｉ元素等
を添加することなく、アレスト性能の良好な鋼板および
その製造方法を提供することを課題とする。

【０００７】

【課題を解決するための手段】本発明は、上記課題を達
成するために、（１）表層から少なくとも板厚の２％以
上の範囲にわたり、平均円相当粒径が３μｍ以下のフェ
ライト組織、もしくはベーナイト組織を有し、且つ、そ
の表層部組織の同一結晶方位を有する集合組織コロニー
のアスペクト比（長径／短径の比）が４以上であること
を特徴とする鋼板を基本手段とする。

【０００８】更に本発明は（２）Ａｃ₃ 点以上の温度の
鋼片もしくは鋼板を、圧延中途中水冷時の板厚をｔ₀ と
した時、表層から少なくとも板厚方向に０．０２×ｔ₀
（mm）以上の領域を２℃／sec でフェライト分率が５０
％以上となる温度以下に急冷して、その後、当該表層部
がＡｒ₁ 点以上の温度から圧延を開始もしくは再開し、
（Ａｃ₃ 点−１００）℃からＡｃ₃ 点の範囲で圧延を終
了させ、その後Ａｃ₃点まで復熱させることなく、１℃
／sec 以上で少なくともＡｒ₃ 点まで冷却とすることを
特徴とすることを第二の手段とし、（３）Ａｃ₃ 点以上
の温度の鋼片もしくは鋼板を、圧延中途中水冷時の板厚
をｔ₀ とした時、表層から少なくとも板厚方向に０．０
２×ｔ₀ （mm）以上の領域を２℃／sec でフェライト分
率が５０％以上となる温度以下に急冷して、その後、当
該表層部がＡｒ₁ 点以上の温度から圧延を開始もしくは
再開し、（Ａｃ₃ −１００）℃からＡｃ₃ ℃の範囲で圧
延を終了させ、その後Ａｃ₃ 点まで復熱させることなく
冷却速度が５℃／sec 以上で加速冷却して製造すること
を第三の手段とし、（４）５５０℃以下で焼戻し熱処理
を適用することを第四の手段とするものである。

【０００９】本発明において、対象とする構造用鋼は、
例えば前記した特公昭５８−１４８４９号公報に記載さ
れ、次記するように、通常の構造用鋼が所要の材質を得
るために、従来から当業分野での活用で確認されている
作用・効果の関係を基に定めている添加元素の種類と量
を同様に使用して同等の作用と効果が得られる。従って
これ等の元素を含む鋼を本発明は対象鋼とするものであ
る。

【００１０】これ等の各成分元素とその添加理由と量は
以下の通りである。Ｃは鋼の強度を向上する有効な成分
として０．０２％以上添加するものであるが、０．２０
％を超える過剰な含有量では、２相域圧延時の変形抵抗
を増して圧延を困難にするばかりか、溶接部に島状マル
テンサイトを析出し、鋼の靭性を著しく劣化させるの
で、０．０２％〜０．２０％に規制する。

【００１１】Ｓｉは溶鋼の脱酸元素として必要であり、
強度増加元素として有用であるが、１．０％を超えると
鋼の加工性が低下し、溶接部の靭性が劣化し、０．０１
％未満では脱酸効果が不十分なため、添加量を０．０１
〜１．０％に規制する。

【００１２】Ｍｎは鋼材の強度を向上する成分として
０．３％以上の添加が必要であるが、Ｍｎの添加は変態
温度を下げるので、過剰の添加は２相域圧延温度を下げ
すぎ変形抵抗が上昇するので２．０％を上限とする。

【００１３】ＡｌおよびＮはＡｌ窒化物による鋼の微細
化の他、圧延過程での固溶、析出による鋼の結晶方位の
整合および再結晶のために添加するが、添加量が少ない
時は効果がなく、過剰の添加は鋼の靭性を劣化させるの
で、Ａｌは０．００１〜０．２０％に、Ｎは０．０２０
％以下とする。

【００１４】ＰおよびＳは、母材の靭性確保のため、そ
れぞれ０．０１％以下、０．０１％以下とする。以上
が、本発明の対象とする鋼の基本成分であるが、母材強
度の上昇或いは、継手靭性の向上の目的のため、要求さ
れる性質に応じて、合金元素を添加する場合は、変態温
度を下げ過ぎると２相域での変形抵抗が増し、圧延が困
難になるので、添加する合金としてはＮｉ，Ｃｒ，Ｍ
ｏ，Ｃｕ，Ｗ，Ｐ，Ｃｏ，Ｖ，Ｎｂ，Ｔｉ，Ｚｒ，Ｔ
ａ，Ｈｆ，希土類元素，Ｙ，Ｃａ，Ｍｇ，Ｔｅ，Ｓｅ，
Ｂの１種類以上が使用できるが、その添加量は合計で
４．５％以下に規制する。尚、平均円相当粒径とは、該
当する組織の個別の粒に注目して、その面積が等しくな
るように想定した円の直径を求め、平均したものであ
る。

【００１５】

【作用】本発明者らは、Ｎｉ元素を含有しないフェライ
ト・パーライト鋼板のフェライト粒径を５μｍ以下に細
粒化しても、母材靭性であるｖＴｒｓは殆ど向上しなか
った事実に着目し、その機構の解明を通して、鋼板の靭
性を向上させるために必要な脆性破壊に対する抵抗に関
する考察、および実験を実施した。

【００１６】亀裂、あるいは切欠の先端における局部応
力が鋼板の組織によって決定される限界微視的破壊応力
以上になると、脆性破壊が発生することが既に知られて
いる。すなわち、鋼板の靭性を向上させるためには、
鋼板の持つ限界微視的破壊応力を向上させる方法と、
亀裂あるいは切欠先端の応力をなんらかの手段で低下さ
せる方法が考えられる。

【００１７】上記の方法としては、集合組織を発達さ
せて、鋼板の板厚と平行方向にセパレーションという縦
割れを生じさせ、結果的に亀裂あるいは切欠先端の拘束
を解放し、応力を低下させる現象が知られている。すな
わち、限界微視的破壊応力に局所応力が達する以前に、
必ずセパレーションが発生すればよいことがわかる。そ
のためには、鋼板の限界破壊応力がセパレーション発生
応力に比べ高いことが必要である。しかし、実際のフェ
ライト−オーステナイト２相域で圧延された鋼板では、
塑性変形の支配的な温度では、破壊に先立ちセパレーシ
ョンを発生するが、低温では脆性破壊を呈する。

【００１８】これは、低温になると鋼材の降伏点が上昇
し、亀裂先端の塑性域が小さくなるために、セパレーシ
ョンの発生に必要な結晶方位の異なるコロニー間での塑
性異方性による局部変形が生じないためであると考えら
れるので、下記に示すような化学成分を有する一般的な
構造用鋼を用いて、種々の実験を行った。 Ｃ ：０．０４〜０．１５％ Ｓｉ：０．１５〜
０．２５％ Ｍｎ：０．４〜１．６％ Ａｌ：０．０１〜
０．０５％ Ｐ ：０．００５〜０．００８％ Ｓ ：０．００１
〜０．００３％ まず、集合組織によりセパレーションを発生させるため
に必要な組織形態を定量化するため、種々２相域圧延条
件を変化させて集合組織レベルの異なる鋼板を製造し
た。集合組織を組織上で定量化するために、結晶方位に
よって酸化皮膜の厚みの変化を利用したテンパーカラー
法を適用して同一結晶方位を有するコロニーを現出さ
せ、そのアスペクト比（長径／短径の比）と板厚方向の
限界破壊応力を評価した。その結果、図１に示すように
アスペクト比が４以上であれば、板厚方向の限界破壊応
力は集合組織のないアスペクト比約１の場合の１／２以
下となることを知見した。図２はアスペクト比の模式図
である。

【００１９】次にアスペクト比が４以上となるように２
相域圧延を実施した鋼板を用いて、セパレーションの発
生限界温度に及ぼすフェライト粒径の関係を調査した。
その結果を図３に示す。−１７０℃以下の低温域でもセ
パレーションを生じさせるためにはフェライト粒径が３
μｍ以下であることを知見した。

【００２０】図４に、アスペクト比の異なるフェライト
粒径と脆性破壊発生靭性Ｋｃとの関係を示す。すなわ
ち、集合組織を発達させ、且つセパレーションを極低温
でも発生させるように、フェライト粒径を３μｍ以下に
細粒化することが脆性破壊抵抗を向上させる決め手とな
る。これは、マトリックス組織であるフェライトを超細
粒化し限界微視的破壊応力を高め、かつセパレーション
を発生可能な集合組織を発達させたためである。

【００２１】この組織を達成するためには、例えば、昇
温過程中のフェライトにある必要量の加工を与え、且つ
オーステナイト化への逆変態を防止すれば、加工フェラ
イトに導入された転位は回復、再配列を起こし、フェラ
イトの超細粒化により限界微視的破壊応力の向上がはか
れ、且つフェライトへ与えた加工により発達させた集合
組織は、そのまま残留させることにより本発明の組織が
達成できることを知見した。

【００２２】そこで、圧延中に鋼板表面を水冷し、一旦
フェライト変態させてしまい、冷却によっても殆ど温度
の低下しない板厚中心部の顕熱を利用して、表層部のフ
ェライト組織を昇温させながらさらに圧延を行い、表層
部のみ集合組織を有する３μｍ以下の超細粒組織を形成
させた。

【００２３】この時、圧延後空冷させたものは、圧延後
の温度が高いため超細粒組織の一部が粒成長を生じ、目
的の組織が得られないことがあった。そこで、圧延後粒
成長を抑制するため、Ａｒ₁ 点まで冷却させたところ１
℃／sec 以上の表層部冷却速度であれば所定組織を得る
ことが確認できた。

【００２４】また、圧延中の水冷条件等を変化させて、
その表層改質組織の厚みを変化させた鋼板のＫｃａ性能
を調査した結果、表層改質組織の厚み増大によってＫｃ
ａ特性が向上し、鋼板に要求されるＫｃａ性能に応じて
必要な表層改質組織の厚みが存在することが知見され
た。

【００２５】

【実施例】実施例の供試鋼の成分を表１に、製造条件お
よび得られた材質を表２に比較例と共に示す。

【００２６】

【表１】

【００２７】

【表２】

【００２８】

【表３】

【００２９】本発明例の試験番号１〜１２および比較例
の試験番号１３〜１６，２１，２２，２４は、粗圧延後
に冷却を適用し、鋼板表層部をフェライト変態させたも
のであるが、比較例の試験番号１４，２１，２２は冷却
速度が遅かったため、鋼板全体の温度が低下し、冷却後
の圧延が昇温加工とはならなかった。また、比較例の試
験番号２４は、冷却後経過時間が長すぎて冷却後の圧延
の所要条件を満たすことができなかった。そのため、比
較例である試験番号２１，２２，２４の表層部の組織は
細粒化しなかった。

【００３０】これらの比較例の材質は、板厚全体が２相
域圧延となってしまい、母材靭性であるｖＴｒｓも劣化
し、ＮＤＴ特性、アレスト特性ともに劣化した。また、
比較例の試験番号１７〜２０，２３は、いずれも粗圧延
後の冷却は実施しておらず、仕上げ圧延温度が板厚平均
でＡｒ₃ 点直上を狙っていたため、表面の温度はＡｒ₃
点以下となり、ここでの圧延によりフェライトの異常粒
成長が生じ、その結果表層部のフェライト粒径が粗大化
した。

【００３１】また、比較例１３，１６は所定の冷却・圧
延を実施しているものの、圧延終了後空冷したため、フ
ェライト粒径が３μｍ以下にならず、比較例１５，１６
は圧延後の復熱過程でＡｃ₃ 以上に復熱したので部分的
に粒成長を生じ、所定の組織が得られなかった。したが
って、これらの比較例である試験番号１３〜２０，２３
はアレスト性能としてＫｃａ＝６００kgf/mm^1.5 を示す
温度、ＮＤＴ特性共に−６０℃には達しなかった。

【００３２】これに対し、本発明例の試験番号１〜１２
の材質は、表２に示す通り、所要の製造条件を満足し、
目標の強度・靭性を満足すると共に、本発明の狙いであ
るＮＤＴ温度が−７０℃以上を示し、アレスト性能であ
るＫｃａ＝６００kgf/mm^1.5を示す温度も十分な特性で
あった。

【００３３】

【発明の効果】本発明は上記した手段を用いて上記した
作用を利用したので、粗圧延後、表層部のみ冷却してＡ
ｒ₁ 点以下とした後、板厚内部の顕熱により復熱しなが
ら圧延を実施すれば、ＮＤＴ特性を劣化させる表層部の
脆化組織を生成させることなく板厚中心部に十分な未再
結晶域圧延を実施するため、アレスト性能であるＮＤＴ
特性とＫｃａ特性を両立することを可能とするもので、
当業分野はもちろん、関連分野にもたらす効果が大き
い。

【図面の簡単な説明】

【図１】テンパーカラー法で現出させた組織の同一方位
を有するコロニーの長径／短径の比（アスペクト比）と
板厚方向の限界破壊応力の関係の図表である。

【図２】アスペクト比の模式図である。

【図３】フェライト粒径とセパレーション発生限界温度
との関係の図表である。

【図４】フェライト粒径と−１６５℃における脆性破壊
発生靭性であるＫｃ値との関係の図表である。

─────────────────────────────────────────────────────

【手続補正書】

【提出日】平成４年１２月４日

【手続補正１】

【補正対象書類名】明細書

【補正対象項目名】００２８

【補正方法】変更

【補正内容】

【００２８】

【表３】

【手続補正２】

【補正対象書類名】明細書

【補正対象項目名】００３２

【補正方法】変更

【補正内容】

【００３２】これに対し、本発明例の試験番号１〜１２
の材質は、表２に示す通り、所要の製造条件を満足し、
目標の強度・靭性を満足すると共に、本発明の狙いであ
るＮＤＴ温度が−７０℃以上を示し、アレスト性能であ
るＫｃａ＝６００kgf/mm^1.5を示す温度も十分な特性で
あった。また、疲労特性も本発明例は良好であった。

フロントページの続き (72)発明者 土師 利昭 大分市大字西ノ洲１番地 新日本製鐵株式 会社大分製鐵所内 (72)発明者 間渕 秀里 大分市大字西ノ洲１番地 新日本製鐵株式 会社大分製鐵所内

Claims (4)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 鋼板の表裏層部にそれぞれ板厚の２％以
   上の範囲にわたって平均円相当径で３μｍ以下のフェラ
   イト組織、もしくはベーナイト組織を有し、且つその表
   層部組織の同一結晶方位を有する集合組織コロニーのア
   スペクト比（長径／短径の比）が４以上であることを特
   徴とする耐脆性破壊特性の良好な構造用鋼。
2. 【請求項２】 Ａｃ₃ 点以上の温度の鋼片もしくは鋼板
   を、圧延中途中水冷時の板厚をｔ₀ とした時、表層から
   少なくとも板厚方向に０．０２×ｔ₀ （mm）以上の領域
   を２℃／sec 以上の冷速でフェライト分率が５０％以上
   となるまで急冷して、その後、当該表層部がＡｒ₁ 点以
   上の温度から圧延を開始もしくは再開し、（Ａｃ₃ 点−
   １００）℃からＡｃ₃ 点の範囲で圧延を終了し、その後
   Ａｃ₃点以上に復熱させることなく少なくともＡｒ₁ 点
   迄を当該表層部を１℃／sec 以上の冷速で冷却し、表層
   部から少なくとも板厚の２％以上の範囲にわたって平均
   円相当粒径が３μｍ以下のフェライト組織、もしくはベ
   ーナイト組織を有し、且つ、その表層部組織の同一結晶
   方位を有する集合組織コロニーのアスペクト比（長径／
   短径の比）を４以上とすることを特徴とする耐脆性破壊
   特性の良好な構造用鋼板の製造方法。
3. 【請求項３】 圧延を終了させ、その後Ａｃ₃ 点以上に
   復熱させることなく冷却速度が５℃／sec 以上で加速冷
   却することを特徴とする請求項２記載の耐脆性破壊特性
   の良好な構造用鋼板の製造方法。
4. 【請求項４】 圧延を終了後Ａｃ₃ 点以上に復熱させる
   ことなく冷却速度が５℃／sec 以上で加速冷却し、さら
   に焼戻し熱処理をすることを特徴とする請求項２記載の
   耐脆性破壊特性の良好な構造用鋼板の製造方法。