JPH05271861A - 脆性破壊伝播停止特性の良い溶接用構造用鋼とその製造方法 - Google Patents
脆性破壊伝播停止特性の良い溶接用構造用鋼とその製造方法Info
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- JPH05271861A JPH05271861A JP6751592A JP6751592A JPH05271861A JP H05271861 A JPH05271861 A JP H05271861A JP 6751592 A JP6751592 A JP 6751592A JP 6751592 A JP6751592 A JP 6751592A JP H05271861 A JPH05271861 A JP H05271861A
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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粒径が３μｍ以下
のフェライト粒を主体とし、平均円相当径が０．６μｍ
以下の球状炭化物相より構成される組織を有することを
特徴とする鋼板、および鋼片もしくは鋼板を、最終製品
板厚をｔ、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０．１×ｔ0／ｔ（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Ａｒ3 点以上の温度
から圧延を開始もしくは再開し、（Ａｃ3 −５０）℃か
らＡｃ3 ℃の範囲で圧延を行う。
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粒径が３μｍ以下
のフェライト粒を主体とし、平均円相当径が０．６μｍ
以下の球状炭化物相より構成される組織を有することを
特徴とする鋼板、および鋼片もしくは鋼板を、最終製品
板厚をｔ、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０．１×ｔ0／ｔ（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Ａｒ3 点以上の温度
から圧延を開始もしくは再開し、（Ａｃ3 −５０）℃か
らＡｃ3 ℃の範囲で圧延を行う。
Description
【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。
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公報に記
載されているような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。
上させる手段として、特開昭５９−４７３２３公報に記
載されているような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。
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。
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。
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。
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、もしくはベーナイト組織を主体とし、平均円相
当径が０．６μｍ以下の球状炭化物相より構成される組
織を有することを特徴とする鋼板を基本手段とする。
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、もしくはベーナイト組織を主体とし、平均円相
当径が０．６μｍ以下の球状炭化物相より構成される組
織を有す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×ｔ
0 （mm）以上の領域を５℃／sec 以上の冷速でフェライ
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Ａｒ3 点以上の温度から圧延を開始も
しくは再開し、（Ａｃ3 −５０）℃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、２℃／sec 以上の冷速で少なくとも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０．０２×ｔ0 （mm）以上の領域を５℃／
sec の冷速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Ａｒ3 点以上の温
度から圧延を開始もしくは再開し、（Ａｃ3 −５０）℃
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）５５
０℃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。
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×ｔ
0 （mm）以上の領域を５℃／sec 以上の冷速でフェライ
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Ａｒ3 点以上の温度から圧延を開始も
しくは再開し、（Ａｃ3 −５０）℃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、２℃／sec 以上の冷速で少なくとも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０．０２×ｔ0 （mm）以上の領域を５℃／
sec の冷速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Ａｒ3 点以上の温
度から圧延を開始もしくは再開し、（Ａｃ3 −５０）℃
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）５５
０℃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。
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。
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。
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。
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、添加量は少ない
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。
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、添加量は少ない
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、本発明が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。
れぞれ０．０１％以下、０．０１％以下とする。以上
が、本発明が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】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、図
１に示すように母材靭性であるｖＴｒｓは殆ど向上しな
かった。そこで、そのメカニズムについて詳細に調査す
るため、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：０．８〜１．６％ Ａｌ：０．０１〜
０．０５％ Ｐ ：０．００５〜０．００８％ Ｓ ：０．００１
〜０．００３％ その結果、フェライト粒径が５μｍ以下の組織の脆性破
壊が、パーライトコロニーから発生しており、フェライ
ト粒径が５μｍ〜１．４μｍでパーライトコロニー相の
寸法は殆ど変わってはいなかった。そこで、熱処理等に
より炭化物相の形態を変化させて、炭化物相の平均寸法
と脆性破壊を発生させるのに必要な微視的限界破壊応力
の関係を調査した結果、図２に示すように炭化物相の寸
法のみならずその形態によっても脆性破壊発生特性が大
きく変化することが判明した。−１６５℃にて脆性破壊
を生じさせないためには、亀裂先端での応力集中を考慮
すると、−１６５℃での降伏強度の少なくとも３倍以上
の微視的限界破壊応力が必要となるので、フェライト・
パーライト鋼で達成可能な−１６５℃における降伏強度
が１００kg／mm2 程度であることから、微視的限界破壊
応力は３００kg／mm2 以上必要となる。
鋼板のフェライト粒径を５μｍ以下に細粒化しても、図
１に示すように母材靭性であるｖＴｒｓは殆ど向上しな
かった。そこで、そのメカニズムについて詳細に調査す
るため、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：０．８〜１．６％ Ａｌ：０．０１〜
０．０５％ Ｐ ：０．００５〜０．００８％ Ｓ ：０．００１
〜０．００３％ その結果、フェライト粒径が５μｍ以下の組織の脆性破
壊が、パーライトコロニーから発生しており、フェライ
ト粒径が５μｍ〜１．４μｍでパーライトコロニー相の
寸法は殆ど変わってはいなかった。そこで、熱処理等に
より炭化物相の形態を変化させて、炭化物相の平均寸法
と脆性破壊を発生させるのに必要な微視的限界破壊応力
の関係を調査した結果、図２に示すように炭化物相の寸
法のみならずその形態によっても脆性破壊発生特性が大
きく変化することが判明した。−１６５℃にて脆性破壊
を生じさせないためには、亀裂先端での応力集中を考慮
すると、−１６５℃での降伏強度の少なくとも３倍以上
の微視的限界破壊応力が必要となるので、フェライト・
パーライト鋼で達成可能な−１６５℃における降伏強度
が１００kg／mm2 程度であることから、微視的限界破壊
応力は３００kg／mm2 以上必要となる。
【００１６】従って、この微視的限界破壊応力レベルを
達成するためには、炭化物相の寸法を限定するだけでは
不十分で、形態を球状化させて、かつ寸法を円相当径
０．６μｍ以下とする必要のあることを知見した。
達成するためには、炭化物相の寸法を限定するだけでは
不十分で、形態を球状化させて、かつ寸法を円相当径
０．６μｍ以下とする必要のあることを知見した。
【００１７】図３に、フェライト粒径と脆性破壊発生特
性を示す破壊靭性値Ｋｃとの関係を示す。フェライト粒
径が３μｍ以下で、炭化物相が球状のものは、−１６５
℃でも５００kg／mm2 以上の優れた破壊靭性値を示す。
性を示す破壊靭性値Ｋｃとの関係を示す。フェライト粒
径が３μｍ以下で、炭化物相が球状のものは、−１６５
℃でも５００kg／mm2 以上の優れた破壊靭性値を示す。
【００１８】また、炭素が一部固溶しているベーナイト
組織でも上記効果が確認されたが、ベーナイトの結晶粒
径を定義するのは容易ではない。しかし、粒界の明瞭な
場合に、結晶粒径の円相当径で３μｍ以下で−１６５℃
でＫｃ値が５００kgf/mm2 以上の破壊靭性値を示した。
組織でも上記効果が確認されたが、ベーナイトの結晶粒
径を定義するのは容易ではない。しかし、粒界の明瞭な
場合に、結晶粒径の円相当径で３μｍ以下で−１６５℃
でＫｃ値が５００kgf/mm2 以上の破壊靭性値を示した。
【００１９】この組織を達成するためには、例えば、圧
延中に５℃／sec 以上の冷却速度でスラブ表層部を水冷
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更に圧延を行い
鋼板を製造した。
延中に５℃／sec 以上の冷却速度でスラブ表層部を水冷
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更に圧延を行い
鋼板を製造した。
【００２０】この鋼板表層部では、γ再結晶域で粗圧延
終了後、一旦フェライト変態させ、その後鋼板中央部の
顕熱による復熱過程中にフェライトが圧延されるので、
この製造過程において、γ相から急速冷却によるフェラ
イト相への変態時にセメンタイトが微細分散し、その後
の昇温中加工にて局部的に逆変態γになるものの引き続
く冷却過程で球状セメンタイトとなった。
終了後、一旦フェライト変態させ、その後鋼板中央部の
顕熱による復熱過程中にフェライトが圧延されるので、
この製造過程において、γ相から急速冷却によるフェラ
イト相への変態時にセメンタイトが微細分散し、その後
の昇温中加工にて局部的に逆変態γになるものの引き続
く冷却過程で球状セメンタイトとなった。
【００２１】しかしながら、一部に０．６μｍ以上の炭
化物が存在し、当該部を−１６５℃で破壊試験したとこ
ろＫｃ値が５００kg／mm1.5 以下であった。そこで、こ
の粗大炭化物の発生を抑制するため、フェライト変態の
完全に終了する温度までＡｒ1 点以下まで２℃／sec で
冷却したところ、この粗大炭化物の発生が抑制でき、所
定の組織を得ることができた。
化物が存在し、当該部を−１６５℃で破壊試験したとこ
ろＫｃ値が５００kg／mm1.5 以下であった。そこで、こ
の粗大炭化物の発生を抑制するため、フェライト変態の
完全に終了する温度までＡｒ1 点以下まで２℃／sec で
冷却したところ、この粗大炭化物の発生が抑制でき、所
定の組織を得ることができた。
【００２２】一方急速冷却で変態したフェライトは、昇
温過程の圧延で導入された転位の回復、再配列現象によ
り超細粒化し、その後の冷却により粒成長は抑制され
た。かようにして、フェライト粒径が３μｍ以下で、か
つ０．６μｍ以下の微細炭化物で構成させた表層改質組
織を有する鋼板が製造できるのである。
温過程の圧延で導入された転位の回復、再配列現象によ
り超細粒化し、その後の冷却により粒成長は抑制され
た。かようにして、フェライト粒径が３μｍ以下で、か
つ０．６μｍ以下の微細炭化物で構成させた表層改質組
織を有する鋼板が製造できるのである。
【００２３】さらに、圧延中の水冷条件等を変化させ
て、こ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
Ｋｃａ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。
て、こ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
Ｋｃａ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。
【００２４】
【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。
よび得られた材質を表２に比較例と共に示す。
【００２５】
【表１】
【００２６】
【表２】
【００２７】
【表３】
【００２８】
【表４】
【００２９】
【表５】
【００３０】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分率が５０％
以上となる温度以下にして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。
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分率が５０％
以上となる温度以下にして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。
【００３１】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。その為、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。これら
の比較例の材質は、板厚全体が二相域圧延となってしま
い、母性靭性であるｖＴｒｓも劣化し、ＮＤＴ特性、ア
レスト特性ともに劣化した。
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。その為、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。これら
の比較例の材質は、板厚全体が二相域圧延となってしま
い、母性靭性であるｖＴｒｓも劣化し、ＮＤＴ特性、ア
レスト特性ともに劣化した。
【００３２】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。
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。
【００３３】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/mm1.5 を示す
温度、ＮＤＴ特性共に−６０℃には達しなかった。
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/mm1.5 を示す
温度、ＮＤＴ特性共に−６０℃には達しなかった。
【００３４】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/mm1.5を示す温度も十分な特性で
あった。
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/mm1.5を示す温度も十分な特性で
あった。
【００３５】
【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
ｒ3 点以下とした後板厚内部の顕熱により復熱しながら
圧延を実施し、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
域圧延を実施したため、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。
作用を利用したので、粗圧延後、表層部のみ冷却してＡ
ｒ3 点以下とした後板厚内部の顕熱により復熱しながら
圧延を実施し、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
域圧延を実施したため、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１】フェライト粒径と母材靭性を示すｖＴｒｓの関
係を示す図表である。
係を示す図表である。
【図２】炭化物相の平均円相当粒径と微視的限界破壊応
力との関係を示す図表である。
力との関係を示す図表である。
【図３】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値との関係を示す図表である。
発生靭性であるＫｃ値との関係を示す図表である。
─────────────────────────────────────────────────────
【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】００２７
【補正方法】変更
【補正内容】
【００２７】
【表３】
【手続補正２】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００２９
【補正方法】変更
【補正内容】
【００２９】
【表５】
【手続補正３】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００３４
【補正方法】変更
【補正内容】
【００３４】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/mm1.5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。
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/mm1.5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 船津 裕二 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)
- 【請求項１】 鋼板の表裏層部それぞれ板厚の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
イト粒もしくはベーナイト組織を主体とし、平均円相当
径が０．６μｍ以下の球状炭化物相より構成される組織
を有することを特徴とする脆性破壊伝播停止特性の良い
溶接用構造用鋼。 - 【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５℃／sec 以上の冷速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Ａｒ
3 点以上の温度から圧延を開始もしくは再開し、（Ａｃ
3 −５０）℃からＡｃ3 ℃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２℃／sec以上の冷速で冷却し、板
表面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、もしくはベー
ナイト組織を主体とし、平均円相当径が０．６μｍ以下
の球状炭化物相より構成される組織とすることを特徴と
する脆性破壊伝播停止特性の良い溶接用構造用鋼板の製
造方法。 - 【請求項３】 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 以上で加速冷却すること
を特徴とする請求項２記載の脆性破壊伝播停止特性の良
い溶接用構造用鋼板の製造方法。 - 【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
脆性破壊伝播停止特性の良い溶接用構造用鋼板の製造方
法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP6751592A JPH05271861A (ja) | 1992-03-25 | 1992-03-25 | 脆性破壊伝播停止特性の良い溶接用構造用鋼とその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP6751592A JPH05271861A (ja) | 1992-03-25 | 1992-03-25 | 脆性破壊伝播停止特性の良い溶接用構造用鋼とその製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH05271861A true JPH05271861A (ja) | 1993-10-19 |
Family
ID=13347202
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP6751592A Pending JPH05271861A (ja) | 1992-03-25 | 1992-03-25 | 脆性破壊伝播停止特性の良い溶接用構造用鋼とその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH05271861A (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US5389164A (en) * | 1993-02-10 | 1995-02-14 | Nippon Steel Corporation | Production method of strong and tough thick steel plate |
| WO1995026424A1 (en) * | 1994-03-29 | 1995-10-05 | Nippon Steel Corporation | Steel plate excellent in prevention of brittle crack propagation and low-temperature toughness and process for producing the plate |
| JP2000144310A (ja) * | 1998-11-02 | 2000-05-26 | Nippon Steel Corp | 耐腐食疲労に優れた構造用鋼及びその製造方法 |
-
1992
- 1992-03-25 JP JP6751592A patent/JPH05271861A/ja active Pending
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US5389164A (en) * | 1993-02-10 | 1995-02-14 | Nippon Steel Corporation | Production method of strong and tough thick steel plate |
| WO1995026424A1 (en) * | 1994-03-29 | 1995-10-05 | Nippon Steel Corporation | Steel plate excellent in prevention of brittle crack propagation and low-temperature toughness and process for producing the plate |
| US6090226A (en) * | 1994-03-29 | 2000-07-18 | Nippon Steel Corporation | Steel plate excellent in brittle crack propagation arrest characteristics and low temperature toughness and process for producing same |
| JP2000144310A (ja) * | 1998-11-02 | 2000-05-26 | Nippon Steel Corp | 耐腐食疲労に優れた構造用鋼及びその製造方法 |
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