JPH064903B2 - 脆性き裂伝播停止特性の優れた厚鋼板およびその製造法 - Google Patents
脆性き裂伝播停止特性の優れた厚鋼板およびその製造法Info
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- JPH064903B2 JPH064903B2 JP60074786A JP7478685A JPH064903B2 JP H064903 B2 JPH064903 B2 JP H064903B2 JP 60074786 A JP60074786 A JP 60074786A JP 7478685 A JP7478685 A JP 7478685A JP H064903 B2 JPH064903 B2 JP H064903B2
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Description
【発明の詳細な説明】 （産業上の利用分野） 本発明は脆性破壊が生じた場合の脆性き裂伝播停止特性
が優れた厚鋼板及びその製造法に関するものである。
が優れた厚鋼板及びその製造法に関するものである。
（従来の技術及び発明が解決しようとする問題点） 脆性破壊が生じた場合の脆性き裂伝播停止特性におよぼ
す冶金学的な要因としては結晶粒の微細化が脆性き裂伝
播停止特性を向上させることは良く知られている。一般
的な厚鋼板の製造工程において結晶粒径を微細化する手
段としては従来、低温加熱，低温域圧延および圧延終了
後の冷却速度を適度に制御する方法などが行なわれてき
た。
す冶金学的な要因としては結晶粒の微細化が脆性き裂伝
播停止特性を向上させることは良く知られている。一般
的な厚鋼板の製造工程において結晶粒径を微細化する手
段としては従来、低温加熱，低温域圧延および圧延終了
後の冷却速度を適度に制御する方法などが行なわれてき
た。
しかし、加熱温度は加熱時に十分オーステナイト化をは
かる必要からAc3以上の温度を保つ必要があり低温加熱
による細粒化には限界がある。
かる必要からAc3以上の温度を保つ必要があり低温加熱
による細粒化には限界がある。
過度の二相域圧延は材質を劣化させるため圧延温度の低
下にも限界がある。また厚鋼板の圧延では圧延反力の制
限から圧下率を大きくとれず圧延による細粒化にも限界
がある。
下にも限界がある。また厚鋼板の圧延では圧延反力の制
限から圧下率を大きくとれず圧延による細粒化にも限界
がある。
また圧延終了後の冷却速度は大きいほど変態後のフェラ
イト結晶粒径は微細となるが、過大な場合はベイナイ
ト，マリテンサイト等の低温変態生成組織の占める割合
が増えて材質は劣化するためある程度以上の冷却速度で
冷却することはできず制御冷却による細粒化にも限界が
ある。
イト結晶粒径は微細となるが、過大な場合はベイナイ
ト，マリテンサイト等の低温変態生成組織の占める割合
が増えて材質は劣化するためある程度以上の冷却速度で
冷却することはできず制御冷却による細粒化にも限界が
ある。
以上述べたように、従来の厚鋼板の製造技術ではその結
晶粒の微細化に限界があるため脆性き裂伝播停止特性に
も限界がある。また厚鋼板の結晶粒を微細化する特殊な
方法としては特公昭４９−7293号公報記載のように冷却
・加熱を繰り返すことにより最終組織にいたるまでの変
態の回数を多くする方法がある。しかし単なる温度制御
により変態の回数を増しても結晶粒の微細化には限界が
あり脆性き裂伝播停止特性の向上にも限界があるばかり
でなく、このような工程は経済的に大きな負担となる。
晶粒の微細化に限界があるため脆性き裂伝播停止特性に
も限界がある。また厚鋼板の結晶粒を微細化する特殊な
方法としては特公昭４９−7293号公報記載のように冷却
・加熱を繰り返すことにより最終組織にいたるまでの変
態の回数を多くする方法がある。しかし単なる温度制御
により変態の回数を増しても結晶粒の微細化には限界が
あり脆性き裂伝播停止特性の向上にも限界があるばかり
でなく、このような工程は経済的に大きな負担となる。
（問題点を解決するための手段） 本発明は上記のような従来法の欠点を有利に排除しうる
脆性き裂伝播停止特性の優れた厚鋼板およびその製造方
法でありその要旨とするところは次の通りである。
脆性き裂伝播停止特性の優れた厚鋼板およびその製造方
法でありその要旨とするところは次の通りである。
重量％で、 Ｃ 0.01〜0.30％、 Mn 2.0％以下、 Si 0.5％以下、 Al 0.1％以下、 Ｎ 0.001〜0.01％、 又は更に、Ｂ 0.0005〜0.0015％、 Cu 0.9％以下、 Ni 1.0％以下、 Cr 0.5％以下、 Mo 0.5％以下の１種または２種以上を含み又は更に、N
b 0.05％以下、 Ti 0.1％以下の１種または２種以上を含み、残部がFe
及び不可避的不純物よりなり、厚鋼板両表面より板厚中
心方向に板厚の１／８以上の距離にわたって５μｍ以下
（Nb、Tiの一種以上を含むときは３μｍ以下）の結晶粒
径を有するフェライト結晶粒が面積率にして５０％以上
存在することを特徴とする脆性き裂伝播停止特性の優れ
た厚鋼板。
b 0.05％以下、 Ti 0.1％以下の１種または２種以上を含み、残部がFe
及び不可避的不純物よりなり、厚鋼板両表面より板厚中
心方向に板厚の１／８以上の距離にわたって５μｍ以下
（Nb、Tiの一種以上を含むときは３μｍ以下）の結晶粒
径を有するフェライト結晶粒が面積率にして５０％以上
存在することを特徴とする脆性き裂伝播停止特性の優れ
た厚鋼板。
重量％で、 Ｃ0.01〜0.30％， Mn 2.0％以下， Si 0.5％以下， Al 0.1％以下， Ｎ 0.001〜0.01％ 又は更に Ｂ 0.0005〜0.0015％ Cu 0.9％以下， Ni 1.0％以下， Cr 0.5％以下， Mo 0.5％以下， の１種または２種以下を含み、 残部がFeおよび不可避的不純物よりなる連続鋳造鋳片を
Ac3以上に加熱した後、 あるいは連続鋳造ままで、該鋳片の両表面より鋳片厚中
心方向に鋳片厚の1/8以上がAr3以下となるまで鋳片厚平
均冷却速度が２℃／ｓ以上となるように冷却し、引き続
き該鋳片厚方向に温度差をつけたまま鋳片両表面より鋳
片厚中心方向に鋳片厚の1/8以上がフェライト１相また
はフェライト−オーステナイト２相状態で圧延を開始
し、かつ該圧延中または圧延終了後鋳片厚全域にわたり
Ac3を越える温度まで復熱させることを特徴とする脆性
き裂伝播停止特性の優れた厚鋼板の製造法である。
Ac3以上に加熱した後、 あるいは連続鋳造ままで、該鋳片の両表面より鋳片厚中
心方向に鋳片厚の1/8以上がAr3以下となるまで鋳片厚平
均冷却速度が２℃／ｓ以上となるように冷却し、引き続
き該鋳片厚方向に温度差をつけたまま鋳片両表面より鋳
片厚中心方向に鋳片厚の1/8以上がフェライト１相また
はフェライト−オーステナイト２相状態で圧延を開始
し、かつ該圧延中または圧延終了後鋳片厚全域にわたり
Ac3を越える温度まで復熱させることを特徴とする脆性
き裂伝播停止特性の優れた厚鋼板の製造法である。
以下本発明について詳細に説明する。
先づ本発明厚鋼板の成分限定理由について説明する。
Ｃは鋼材を強化するために不可欠な元素であって、0.01
％未満では所要の強度が得られにくく、また0.30％を越
えると溶接部の靱性が損われるため0.01％以上0.30％以
下に限定した。
％未満では所要の強度が得られにくく、また0.30％を越
えると溶接部の靱性が損われるため0.01％以上0.30％以
下に限定した。
Siは脱酸を促進しかつ強度をあげることで効果的な元素
であるので0.01％以上添加するが、添加しすぎると溶接
性を劣化させるので0.5％以下にとどめる。
であるので0.01％以上添加するが、添加しすぎると溶接
性を劣化させるので0.5％以下にとどめる。
Mn低温靱性を向上させる元素として有効であるので2.0
％以上添加すると溶接割れ性を促進させるおそれがある
ため、2.0％以下にとどめる。
％以上添加すると溶接割れ性を促進させるおそれがある
ため、2.0％以下にとどめる。
Alは脱酸剤として有効であり結晶粒の微細化にも有効で
あるが過量のAlは材質にとって有害な介在物を生成する
ので上限を0.1％とした。
あるが過量のAlは材質にとって有害な介在物を生成する
ので上限を0.1％とした。
ＮはAlと共に窒化物を生成し結晶粒の微細化に有効であ
るが過量のＮは溶接部の靱性が損われるので0.001％以
上0.01％以下に限定した。
るが過量のＮは溶接部の靱性が損われるので0.001％以
上0.01％以下に限定した。
Nb,Tiはいずれも微量の添加で結晶粒の細粒化に有効で
あるが過度に添加すると溶接部靱性が劣化するのでNbは
0.05％以下，Tiは0.1％以下とした。
あるが過度に添加すると溶接部靱性が劣化するのでNbは
0.05％以下，Tiは0.1％以下とした。
なお析出硬化による強化に有効である元素Ｖを0.1％以
下を本発明鋼に添加しても良い。
下を本発明鋼に添加しても良い。
Cu,Cr,Mo,Niはいずれも焼き入れ性を向上させる元素と
して知られており本発明鋼に添加した場合、鋼の強度を
上昇させることができるが過度の添加は低温変態生成物
を生じさせフェライト面積率を減少させることになるの
で、Cuは0.9％以下、Crは0.5％以下、Moは0.5％以下，N
iは1.0％以下とした。
して知られており本発明鋼に添加した場合、鋼の強度を
上昇させることができるが過度の添加は低温変態生成物
を生じさせフェライト面積率を減少させることになるの
で、Cuは0.9％以下、Crは0.5％以下、Moは0.5％以下，N
iは1.0％以下とした。
次に本発明の根幹をなす技術思想について述べる。
脆性き裂が伝播するためには伝播を続ける主き裂の前面
に先行き裂が形成されその先行き裂が主き裂に連結する
ことが必要である。この連結は結晶粒界におけるテアリ
ングによって生ずるが、テアリングは本質的に延性破壊
であるので相当量のエネルギーを吸収し、主き裂の減速
に寄与する。結晶粒を微細化することはこのテアリング
による主き裂の減速効果の向上に結びつくものである。
に先行き裂が形成されその先行き裂が主き裂に連結する
ことが必要である。この連結は結晶粒界におけるテアリ
ングによって生ずるが、テアリングは本質的に延性破壊
であるので相当量のエネルギーを吸収し、主き裂の減速
に寄与する。結晶粒を微細化することはこのテアリング
による主き裂の減速効果の向上に結びつくものである。
このように、結晶粒の微細化は脆性き裂伝播停止特性に
きわめて有効であるが現在の通常の厚鋼板の製造法では
その微細化には限界がある。また特公昭49-7293号公報
記載のような水冷後の再加熱工程を含むような特殊な方
法で板厚方向全厚にわたって微細化をはかることは工業
的に可能ではあるがエネルギー面から見てきわめて不利
である。
きわめて有効であるが現在の通常の厚鋼板の製造法では
その微細化には限界がある。また特公昭49-7293号公報
記載のような水冷後の再加熱工程を含むような特殊な方
法で板厚方向全厚にわたって微細化をはかることは工業
的に可能ではあるがエネルギー面から見てきわめて不利
である。
一方、実際に脆性き裂伝播停止に大きな効果を示すのは
板厚中心部の結晶粒の微細化よりもむしろ板厚表層部の
結晶粒の微細化である。これは脆性き裂伝播時に板厚表
層部はシアリップと呼ばれる塑性変形を示し、伝播する
脆性き裂が有する運動エネルギーを吸収するため、特に
板厚表層部の結晶粒が微細であれば優れた脆性き裂伝播
停止特性を示すものである。
板厚中心部の結晶粒の微細化よりもむしろ板厚表層部の
結晶粒の微細化である。これは脆性き裂伝播時に板厚表
層部はシアリップと呼ばれる塑性変形を示し、伝播する
脆性き裂が有する運動エネルギーを吸収するため、特に
板厚表層部の結晶粒が微細であれば優れた脆性き裂伝播
停止特性を示すものである。
したがって特公昭49-7293号公報記載のような水冷後の
加熱工程を含むような特殊な処理を施すことなく板厚表
層部の結晶粒を微細化できればエネルギー面での大きな
負担なく脆性き裂伝播停止特性の優れた厚鋼板を得るこ
とができる。
加熱工程を含むような特殊な処理を施すことなく板厚表
層部の結晶粒を微細化できればエネルギー面での大きな
負担なく脆性き裂伝播停止特性の優れた厚鋼板を得るこ
とができる。
その製造方法は次の通りである。
重量％で、 Ｃ 0.01〜0.30％、 Mn 2.0％以下、 Si 0.5％以下、 Al 0.1％以下、 Ｎ 0.001〜0.01％、 又は更に、Ｂ 0.0005〜0.0015％、 Cu 0.9％以下、 Ni 1.0％以下、 Cr 0.5％以下、 Mo 0.5％以下の１種または２種以上を含み又は更に、N
b 0.05％以下、 Ti 0.1％以下の１種または２種以上を含み、残部がFe
及び不可避的不純物よりなる連続鋳造鋼片をAc3以上に
加熱した後、あるいは連続鋳造ままで、あるいは連続鋳
片を所定の厚みまで粗圧延を行った後で、該鋳片の両表
面より鋳片厚中心方向に鋳片厚の１／８以上がAr3以下
となるまで鋳片厚平均冷却速度が２℃／ｓ以上となるよ
うに冷却し、引き続き該鋳片厚方向に温度差をつけたま
ま鋳片両表面より鋳片厚中心方向に鋳片厚の１／８以上
がフェライト１相またはフェライト−オーステナイト２
相状態で圧延を開始し、かつ該圧延中または圧延終了後
鋳片厚全域にわたりAc3を越える温度まで復熱させるこ
とを特徴とする脆性き裂伝播停止特性の優れた厚鋼板の
製造法。
b 0.05％以下、 Ti 0.1％以下の１種または２種以上を含み、残部がFe
及び不可避的不純物よりなる連続鋳造鋼片をAc3以上に
加熱した後、あるいは連続鋳造ままで、あるいは連続鋳
片を所定の厚みまで粗圧延を行った後で、該鋳片の両表
面より鋳片厚中心方向に鋳片厚の１／８以上がAr3以下
となるまで鋳片厚平均冷却速度が２℃／ｓ以上となるよ
うに冷却し、引き続き該鋳片厚方向に温度差をつけたま
ま鋳片両表面より鋳片厚中心方向に鋳片厚の１／８以上
がフェライト１相またはフェライト−オーステナイト２
相状態で圧延を開始し、かつ該圧延中または圧延終了後
鋳片厚全域にわたりAc3を越える温度まで復熱させるこ
とを特徴とする脆性き裂伝播停止特性の優れた厚鋼板の
製造法。
重量％で、 Ｃ 0.01〜0.30％、 Mn 2.0％以下、 Si 0.5％以下、 Al 0.1％以下、 Ｎ 0.001〜0.01％、 又は更に、Ｂ 0.0005〜0.0015％、 Cu 0.9％以下、 Ni 1.0％以下、 Cr 0.5％以下、 Mo 0.5％以下の１種または２種以上を含み又は更に、N
b 0.05％以下、 Ti 0.1％以下の１種または２種以上を含み、残部がFe
及び不可避的不純物よりなる鋳造鋳片をAc3以上に加熱
した後、あるいは鋳片を所定の厚みまで粗圧延を行った
後で、該鋳片の両表面より鋳片厚中心方向に鋳片厚の１
／８以上がAr3以下となるまで鋳片厚平均冷却速度が２
℃／ｓ以上となるように冷却し、引き続き該鋳片厚方向
に温度差をつけたまま鋳片両表面より鋳片厚中心方向に
鋳片厚の１／８以上がフェライト１相またはフェライト
−オーステナイト２相状態で圧延を開始し、かつ該圧延
中または圧延終了後鋳片厚全域にわたりAc3を越える温
度まで復熱させることを特徴とする脆性き裂伝播停止特
性の優れた厚鋼板の製造法。
b 0.05％以下、 Ti 0.1％以下の１種または２種以上を含み、残部がFe
及び不可避的不純物よりなる鋳造鋳片をAc3以上に加熱
した後、あるいは鋳片を所定の厚みまで粗圧延を行った
後で、該鋳片の両表面より鋳片厚中心方向に鋳片厚の１
／８以上がAr3以下となるまで鋳片厚平均冷却速度が２
℃／ｓ以上となるように冷却し、引き続き該鋳片厚方向
に温度差をつけたまま鋳片両表面より鋳片厚中心方向に
鋳片厚の１／８以上がフェライト１相またはフェライト
−オーステナイト２相状態で圧延を開始し、かつ該圧延
中または圧延終了後鋳片厚全域にわたりAc3を越える温
度まで復熱させることを特徴とする脆性き裂伝播停止特
性の優れた厚鋼板の製造法。
更に上記の製造法に加え必要に応じ、最終圧延終了後、
引き続き板厚平均で４０℃／ｓ以下の冷却速度で板厚平
均温度５００℃以下となるまで制御冷却を行うことを特
徴とする製造方法である。
引き続き板厚平均で４０℃／ｓ以下の冷却速度で板厚平
均温度５００℃以下となるまで制御冷却を行うことを特
徴とする製造方法である。
鋳造ままの鋳片または該鋳片を所定の厚みまで粗圧延し
た粗圧延材を、あるいは鋳造後の鋳片又は鋼片をAc3以
上に加熱した鋳片または該鋳片を所定の厚みまで粗圧延
した粗圧延材を表層部の1/8以上がAr3以下になるまで冷
却し引き続き温度差のついた状態でフェライト１相ある
いはフェライト−オーステナイト２相域で圧延を開始し
て圧延途中又は圧延終了後に再度Ac3以上に自然に復熱
するようにする。
た粗圧延材を、あるいは鋳造後の鋳片又は鋼片をAc3以
上に加熱した鋳片または該鋳片を所定の厚みまで粗圧延
した粗圧延材を表層部の1/8以上がAr3以下になるまで冷
却し引き続き温度差のついた状態でフェライト１相ある
いはフェライト−オーステナイト２相域で圧延を開始し
て圧延途中又は圧延終了後に再度Ac3以上に自然に復熱
するようにする。
このような加工熱処理効果により圧延終了後のオーステ
ナイト結晶粒はきわめて微細になる。即ちフェライト１
相あるいはフェライト−オーステナイト２相域で圧延加
工を加えて結晶粒を延伸させることによりフェライトか
らオーステナイトへの逆変態時にきわめて微細なオース
テナイト結晶粒を得ることができる。
ナイト結晶粒はきわめて微細になる。即ちフェライト１
相あるいはフェライト−オーステナイト２相域で圧延加
工を加えて結晶粒を延伸させることによりフェライトか
らオーステナイトへの逆変態時にきわめて微細なオース
テナイト結晶粒を得ることができる。
このような方法で得られた微細なオーステナイト結晶粒
はフェライト１相又はフェライト−オーステナイト２相
状態で圧延された加工フェライトがオーステナイトへ逆
変態することにより初めて得られるものであり、圧延を
ともなわない温度制御のみでオーステナイト→フェライ
ト→オーステナイトと変態させた後に圧延を加える方法
では、このような微細な組織を得ることはできない。
はフェライト１相又はフェライト−オーステナイト２相
状態で圧延された加工フェライトがオーステナイトへ逆
変態することにより初めて得られるものであり、圧延を
ともなわない温度制御のみでオーステナイト→フェライ
ト→オーステナイトと変態させた後に圧延を加える方法
では、このような微細な組織を得ることはできない。
またフェライト１相またはフェライト−オーステナイト
２相状態で圧延を開始した後、圧延途中または圧延終了
後に板表面の温度が再びAc3以上に復熱しない場合は、
加工されたフェライトがそのまま最終組織まで残留し靱
性を劣化させるため板厚全域にわたって圧延途中または
圧延終了後にAc3以上に自然に復熱するような冷却を施
すことが必要である。
２相状態で圧延を開始した後、圧延途中または圧延終了
後に板表面の温度が再びAc3以上に復熱しない場合は、
加工されたフェライトがそのまま最終組織まで残留し靱
性を劣化させるため板厚全域にわたって圧延途中または
圧延終了後にAc3以上に自然に復熱するような冷却を施
すことが必要である。
このように本発明によれば、圧延前の制御冷却時にAr3
以下まで冷却され引き続きフェライト１相又はフェライ
ト−オーステナイト２相状態で圧延された部分の結晶粒
がきわめて微細化されるので脆性き裂伝播停止特性の向
上に大きく寄与するが、かかる効果を得るには板厚両表
面より板厚中心方向に板厚の1/8以上の距離にわたる細
粒化が必要である。
以下まで冷却され引き続きフェライト１相又はフェライ
ト−オーステナイト２相状態で圧延された部分の結晶粒
がきわめて微細化されるので脆性き裂伝播停止特性の向
上に大きく寄与するが、かかる効果を得るには板厚両表
面より板厚中心方向に板厚の1/8以上の距離にわたる細
粒化が必要である。
仕上圧延が終了しかつ板表面温度がAc3以上に復熱した
後は放冷しても良いが、母材の強度靱性を高めるため引
き続き40℃／ｓ以下の冷速で500℃以下まで強制冷却し
ても良い。
後は放冷しても良いが、母材の強度靱性を高めるため引
き続き40℃／ｓ以下の冷速で500℃以下まで強制冷却し
ても良い。
冷速は40℃／ｓ以上ではマルテンサイトを生じて靱性が
劣化するため40℃／ｓ以下とした。また５００℃以上の
水冷停止では強度上昇の効果が小さいため強制冷却する
場合は所定の強度に応じて５００℃以下まで水冷する。
劣化するため40℃／ｓ以下とした。また５００℃以上の
水冷停止では強度上昇の効果が小さいため強制冷却する
場合は所定の強度に応じて５００℃以下まで水冷する。
このような方法で製造された鋼は、その板厚表面より板
厚中心方向に板厚の1/8以上の範囲にわたって、Nb,Tiを
含まない鋼では粒径５μ以下のフェライトが面積率にし
て５０％以上存在し、またNb,Tiを含む鋼では粒径３μ
以下のフェライトが面積率にして５０％以上存在しきわ
めて良好な脆性き裂伝播停止特性を示す。
厚中心方向に板厚の1/8以上の範囲にわたって、Nb,Tiを
含まない鋼では粒径５μ以下のフェライトが面積率にし
て５０％以上存在し、またNb,Tiを含む鋼では粒径３μ
以下のフェライトが面積率にして５０％以上存在しきわ
めて良好な脆性き裂伝播停止特性を示す。
（実施例） 次に本発明を実施例にもとづいて詳細に説明する。まず
第１表に示す代表的な成分の鋼について第２表に示す本
発明方法および比較方法を適用した場合、第３表に示し
た機械的性質となり明らかに本発明鋼は優れた特性を示
し、本発明の方法は有効である。
第１表に示す代表的な成分の鋼について第２表に示す本
発明方法および比較方法を適用した場合、第３表に示し
た機械的性質となり明らかに本発明鋼は優れた特性を示
し、本発明の方法は有効である。
（発明の効果） 以上の実施例から明らかなごとく本発明によれば、従来
法により得られた厚鋼板に比べきわめて優れた脆性き裂
伝播停止特性を有する厚鋼板を有利に製造することがで
き、優れた特性を有する厚鋼板を供給できる産業上の効
果は極めて顕著なものがある。
法により得られた厚鋼板に比べきわめて優れた脆性き裂
伝播停止特性を有する厚鋼板を有利に製造することがで
き、優れた特性を有する厚鋼板を供給できる産業上の効
果は極めて顕著なものがある。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.5 識別記号 庁内整理番号 ＦＩ 技術表示箇所 Ｃ２２Ｃ 38/06 38/54 (56)参考文献 特開 昭53−40620（ＪＰ，Ａ) 特開 昭53−40621（ＪＰ，Ａ) 特開 昭58−19432（ＪＰ，Ａ) 特開 昭59−47323（ＪＰ，Ａ) 特開 昭59−182916（ＪＰ，Ａ) 特開 昭60−56017（ＪＰ，Ａ)
Claims (15)
- 【請求項１】重量％で、 Ｃ 0.01〜0.30％、 Mn 2.0％以下、 Si 0.5％以下、 Al 0.1％以下、 Ｎ 0.001〜0.01％、 残部がFe及び不可避的不純物よりなり、厚鋼板両表面よ
り板厚中心方向に板厚の１／８以上の距離にわたって５
μｍ以下の結晶粒径を有するフェライト結晶粒が面積率
にして５０％以上存在することを特徴とする脆性き裂伝
播停止特性の優れた厚鋼板。 - 【請求項２】重量％で、 Ｃ 0.01〜0.30％、 Mn 2.0％以下、 Si 0.5％以下、 Al 0.1％以下、 Ｎ 0.001〜0.01％、 更に、Ｂ 0.0005〜0.0015％、 Cu 0.9％以下、 Ni 1.0％以下、 Cr 0.5％以下、 Mo 0.5％以下の１種または２種以上を含み残部がFe及
び不可避的不純物よりなり、厚鋼板両表面より板厚中心
方向に板厚の１／８以上の距離にわたって５μｍ以下の
結晶粒径を有するフェライト結晶粒が面積率にして５０
％以上存在することを特徴とする脆性き裂伝播停止特性
の優れた厚鋼板。 - 【請求項３】重量％で、 Ｃ 0.01〜0.30％、 Mn 2.0％以下、 Si 0.5％以下、 Al 0.1％以下、 Ｎ 0.001〜0.01％、 更に、Nb 0.05％以下、 Ti 0.1％以下の１種または２種以上を含み、残部がFe
及び不可避的不純物よりなり、厚鋼板両表面より板厚中
心方向に板厚の１／８以上の距離にわたって３μｍ以下
の結晶粒径を有するフェライト結晶粒が面積率にして５
０％以上存在することを特徴とする脆性き裂伝播停止特
性の優れた厚鋼板。 - 【請求項４】重量％で、 Ｃ 0.01〜0.30％、 Mn 2.0％以下、 Si 0.5％以下、 Al 0.1％以下、 Ｎ 0.001〜0.01％、 更に、Ｂ 0.0005〜0.0015％、 Cu 0.9％以下、 Ni 1.0％以下、 Cr 0.5％以下、 Mo 0.5％以下の１種または２種以上を含み更に、Nb
0.05％以下、 Ti 0.1％以下の１種または２種以上を含み、残部がFe
及び不可避的不純物よりなり、厚鋼板両表面より板厚中
心方向に板厚の１／８以上の距離にわたって３μｍ以下
の結晶粒径を有するフェライト結晶粒が面積率にして５
０％以上存在することを特徴とする脆性き裂伝播停止特
性の優れた厚鋼板。 - 【請求項５】重量％で、 Ｃ 0.01〜0.30％、 Mn 2.0％以下、 Si 0.5％以下、 Al 0.1％以下、 Ｎ 0.001〜0.01％、 残部がFe及び不可避的不純物よりなる連続鋳造鋳片をAc
3以上に加熱した後、 あるいは連続鋳造ままで、該鋳片の両表面より鋳片厚中
心方向に鋳片厚の１／８以上がAr3以下となるまで鋳片
厚平均冷却速度が２℃／ｓ以上となるように冷却し、引
き続き該鋳片厚方向に温度差をつけたまま鋳片両表面よ
り鋳片厚中心方向に鋳片厚の１／８以上がフェライト１
相またはフェライト−オーステナイト２相状態で圧延を
開始し、かつ該圧延中または圧延終了後鋳片厚全域にわ
たりAc3を越える温度まで復熱させることを特徴とする
脆性き裂伝播停止特性の優れた厚鋼板の製造法。 - 【請求項６】重量％で、 Ｃ 0.01〜0.30％、 Mn 2.0％以下、 Si 0.5％以下、 Al 0.1％以下、 Ｎ 0.001〜0.01％、 更に、Ｂ 0.0005〜0.0015％、 Cu 0.9％以下、 Ni 1.0％以下、 Cr 0.5％以下、 Mo 0.5％以下の１種または２種以上を含み残部がFe及
び不可避的不純物よりなる連続鋳造鋳片をAc3以上に加
熱した後、 あるいは連続鋳造ままで、該鋳片の両表面より鋳片厚中
心方向に鋳片厚の１／８以上がAr3以下となるまで鋳片
厚平均冷却速度が２℃／ｓ以上となるように冷却し、引
き続き該鋳片厚方向に温度差をつけたまま鋳片両表面よ
り鋳片厚中心方向に鋳片厚の１／８以上がフェライト１
相またはフェライト−オーステナイト２相状態で圧延を
開始し、かつ該圧延中または圧延終了後鋳片厚全域にわ
たりAc3を越える温度まで復熱させることを特徴とする
脆性き裂伝播停止特性の優れた厚鋼板の製造法。 - 【請求項７】重量％で、 Ｃ 0.01〜0.30％、 Mn 2.0％以下、 Si 0.5％以下、 Al 0.1％以下、 Ｎ 0.001〜0.01％、 更に、Nb 0.05％以下、 Ti 0.1％以下の１種または２種以上を含み、残部がFe
及び不可避的不純物よりなる連続鋳造鋳片をAc3以上に
加熱した後、 あるいは連続鋳造ままで、該鋳片の両表面より鋳片厚中
心方向に鋳片厚の１／８以上がAr3以下となるまで鋳片
厚平均冷却速度が２℃／ｓ以上となるように冷却し、引
き続き該鋳片厚方向に温度差をつけたまま鋳片両表面よ
り鋳片厚中心方向に鋳片厚の１／８以上がフェライト１
相またはフェライト−オーステナイト２相状態で圧延を
開始し、かつ該圧延中または圧延終了後鋳片厚全域にわ
たりAc3を越える温度まで復熱させることを特徴とする
脆性き裂伝播停止特性の優れた厚鋼板の製造法。 - 【請求項８】重量％で、 Ｃ 0.01〜0.30％、 Mn 2.0％以下、 Si 0.5％以下、 Al 0.1％以下、 Ｎ 0.001〜0.01％、 更に、Ｂ 0.0005〜0.0015％、 Cu 0.9％以下、 Ni 1.0％以下、 Cr 0.5％以下、 Mo 0.5％以下の１種または２種以上を含み更に、Nb
0.05％以下、 Ti 0.1％以下の１種または２種以上を含み、残部がFe
及び不可避的不純物よりなる連続鋳造鋳片をAc3以上に
加熱した後、 あるいは連続鋳造ままで、該鋳片の両表面より鋳片厚中
心方向に鋳片厚の１／８以上がAr3以下となるまで鋳片
厚平均冷却速度が２℃／ｓ以上となるように冷却し、引
き続き該鋳片厚方向に温度差をつけたまま鋳片両表面よ
り鋳片厚中心方向に鋳片厚の１／８以上がフェライト１
相またはフェライト−オーステナイト２相状態で圧延を
開始し、かつ該圧延中または圧延終了後鋳片厚全域にわ
たりAc3を越える温度まで復熱させることを特徴とする
脆性き裂伝播停止特性の優れた厚鋼板の製造法。 - 【請求項９】連続鋳片を所定の厚みまで粗圧延を行い粗
圧延終了後、該粗圧延板の両表面より板厚中心方向に板
厚の１／８以上がAr3以下となるまで板厚平均冷却速度
が２℃／ｓ以上となるように冷却することを特徴とする
特許請求の範囲第５項乃至第８項のいずれか１項に記載
の脆性き裂伝播停止特性の優れた厚鋼板の製造法。 - 【請求項１０】重量％で、 Ｃ 0.01〜0.30％、 Mn 2.0％以下、 Si 0.5％以下、 Al 0.1％以下、 Ｎ 0.001〜0.01％、 残部がFe及び不可避的不純物よりなる鋼片をAc3以上に
加熱した後、該鋼片の両表面より鋼片厚中心方向に鋼片
厚の１／８以上がAr3以下となるまで鋼片厚平均冷却速
度が２℃／ｓ以上となるように冷却し、引き続き該鋼片
厚方向に温度差をつけたまま鋼片両表面より鋼片厚中心
方向に鋼片厚の１／８以上がフェライト１相またはフェ
ライト−オーステナイト２相状態で圧延を開始し、かつ
該圧延中または圧延終了後鋼片厚全域にわたりAc3を越
える温度まで復熱させることを特徴とする脆性き裂伝播
停止特性の優れた厚鋼板の製造法。 - 【請求項１１】重量％で、 Ｃ 0.01〜0.30％、 Mn 2.0％以下、 Si 0.5％以下、 Al 0.1％以下、 Ｎ 0.001〜0.01％、 更に、Ｂ 0.0005〜0.0015％、 Cu 0.9％以下、 Ni 1.0％以下、 Cr 0.5％以下、 Mo 0.5％以下の１種または２種以上を含み残部がFe及
び不可避的不純物よりなる鋼片をAc3以上に加熱した
後、該鋼片の両表面より鋼片厚中心方向に鋼片厚の１／
８以上がAr3以下となるまで鋼片厚平均冷却速度が２℃
／ｓ以上となるように冷却し、引き続き該鋼片厚方向に
温度差をつけたまま鋼片両表面より鋼片厚中心方向に鋼
片厚の１／８以上がフェライト１相またはフェライト−
オーステナイト２相状態で圧延を開始し、かつ該圧延中
または圧延終了後鋼片厚全域にわたりAc3を越える温度
まで復熱させることを特徴とする脆性き裂伝播停止特性
の優れた厚鋼板の製造法。 - 【請求項１２】重量％で、 Ｃ 0.01〜0.30％、 Mn 2.0％以下、 Si 0.5％以下、 Al 0.1％以下、 Ｎ 0.001〜0.01％、 更に、Nb 0.05％以下、 Ti 0.1％以下の１種または２種以上を含み、残部がFe
及び不可避的不純物よりなる鋼片をAc3以上に加熱した
後、該鋼片の両表面より鋼片厚中心方向に鋼片厚の１／
８以上がAr3以下となるまで鋼片厚平均冷却速度が２℃
／ｓ以上となるように冷却し、引き続き該鋼片厚方向に
温度差をつけたまま鋼片両表面より鋼片厚中心方向に鋼
片厚の１／８以上がフェライト１相またはフェライト−
オーステナイト２相状態で圧延を開始し、かつ該圧延中
または圧延終了後鋼片厚全域にわたりAc3を越える温度
まで復熱させることを特徴とする脆性き裂伝播停止特性
の優れた厚鋼板の製造法。 - 【請求項１３】重量％で、 Ｃ 0.01〜0.30％、 Mn 2.0％以下、 Si 0.5％以下、 Al 0.1％以下、 Ｎ 0.001〜0.01％、 更に、Ｂ 0.0005〜0.0015％、 Cu 0.9％以下、 Ni 1.0％以下、 Cr 0.5％以下、 Mo 0.5％以下の１種または２種以上を含み更に、Nb
0.05％以下、 Ti 0.1％以下の１種または２種以上を含み、残部がFe
及び不可避的不純物よりなる鋼片をAc3以上に加熱した
後、該鋼片の両表面より鋼片厚中心方向に鋼片厚の１／
８以上がAr3以下となるまで鋼片厚平均冷却速度が２℃
／ｓ以上となるように冷却し、引き続き該鋼片厚方向に
温度差をつけたまま鋼片両表面より鋼片厚中心方向に鋼
片厚の１／８以上がフェライト１相またはフェライト−
オーステナイト２相状態で圧延を開始し、かつ該圧延中
または圧延終了後鋼片厚全域にわたりAc3を越える温度
まで復熱させることを特徴とする脆性き裂伝播停止特性
の優れた厚鋼板の製造法。 - 【請求項１４】鋼片を所定の厚みまで粗圧延を行い粗圧
延終了後、該粗圧延板の両表面より板厚中心方向に板厚
の１／８以上がAr3以下となるまで板厚平均冷却速度が
２℃／ｓ以上となるように冷却することを特徴とする特
許請求の範囲第１０項乃至第１３項のいずれか１項に記
載の脆性き裂伝播停止特性の優れた厚鋼板の製造法。 - 【請求項１５】最終圧延終了後引き続き板厚平均で40℃
／ｓ以下の冷却速度で板厚平均温度が５００℃以下の冷
却速度で板厚平均温度が５００℃以下となるまで制御冷
却を行うことを特徴とする特許請求の範囲第５項乃至第
１４項のいずれか１項に記載の脆性き裂伝播停止特性の
優れた厚鋼板の製造法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP60074786A JPH064903B2 (ja) | 1985-04-09 | 1985-04-09 | 脆性き裂伝播停止特性の優れた厚鋼板およびその製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP60074786A JPH064903B2 (ja) | 1985-04-09 | 1985-04-09 | 脆性き裂伝播停止特性の優れた厚鋼板およびその製造法 |
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| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS61235534A JPS61235534A (ja) | 1986-10-20 |
| JPH064903B2 true JPH064903B2 (ja) | 1994-01-19 |
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| JP60074786A Expired - Fee Related JPH064903B2 (ja) | 1985-04-09 | 1985-04-09 | 脆性き裂伝播停止特性の優れた厚鋼板およびその製造法 |
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1985
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