JPH1088280A - 塑性変形後の耐脆性破壊特性の優れた構造用鋼板とその製造方法 - Google Patents
塑性変形後の耐脆性破壊特性の優れた構造用鋼板とその製造方法Info
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- JPH1088280A JPH1088280A JP26664296A JP26664296A JPH1088280A JP H1088280 A JPH1088280 A JP H1088280A JP 26664296 A JP26664296 A JP 26664296A JP 26664296 A JP26664296 A JP 26664296A JP H1088280 A JPH1088280 A JP H1088280A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 船体等の大型構造物同士が衝突等により大規
模な塑性変形を受けた場合でも、鋼板の重要な性能の一
つである耐脆性破壊性能が塑性変形を受けていない素材
時のアレスト性能より大幅に劣化することがない鋼板を
生産性よく経済的に製造する。 【解決手段】重量％で、Ｃ：０．０４〜０．０８％、Ｓ
ｉ：０．０５〜０．５％、Ｍｎ：０．３〜２．０％、Ａ
ｌ：０．００５〜０．１％、フリーＮ：≦２０ＰＰＭ、
更に、必要に応じて、Ｔｉ：０．００５〜０．１０％、
Ｃｕ：０．０５〜０．５％、Ｎｉ：０．０５〜０．５
％、Ｎｂ：０．００５〜０．０５％、Ｖ：０．００５〜
０．０５％、Ｍｏ：０．０５〜０．５％、Ｂ：０．００
０２〜０．００１５％の１種または２種以上を含み、残
部Ｆｅおよび不可避不純物からなる鋼板において、集合
組織発達程度を示す（１１０）面のＸ線面強度比が２以
上を有し、かつ構成する結晶粒の円相当径が２０μｍ以
上の粗大粒の面積率が１０％以下であることを特徴とす
る塑性変形後の耐脆性破壊伝播停止特性の優れた構造用
鋼板。
模な塑性変形を受けた場合でも、鋼板の重要な性能の一
つである耐脆性破壊性能が塑性変形を受けていない素材
時のアレスト性能より大幅に劣化することがない鋼板を
生産性よく経済的に製造する。 【解決手段】重量％で、Ｃ：０．０４〜０．０８％、Ｓ
ｉ：０．０５〜０．５％、Ｍｎ：０．３〜２．０％、Ａ
ｌ：０．００５〜０．１％、フリーＮ：≦２０ＰＰＭ、
更に、必要に応じて、Ｔｉ：０．００５〜０．１０％、
Ｃｕ：０．０５〜０．５％、Ｎｉ：０．０５〜０．５
％、Ｎｂ：０．００５〜０．０５％、Ｖ：０．００５〜
０．０５％、Ｍｏ：０．０５〜０．５％、Ｂ：０．００
０２〜０．００１５％の１種または２種以上を含み、残
部Ｆｅおよび不可避不純物からなる鋼板において、集合
組織発達程度を示す（１１０）面のＸ線面強度比が２以
上を有し、かつ構成する結晶粒の円相当径が２０μｍ以
上の粗大粒の面積率が１０％以下であることを特徴とす
る塑性変形後の耐脆性破壊伝播停止特性の優れた構造用
鋼板。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、船体等の大型構造
物同士が衝突等により大規模な塑性変形を受けた場合で
も、鋼板の耐脆性破壊性能のうち特に重要であるアレス
ト性能が塑性変形を受けていない場合に比べて大幅に劣
化することなく、前記衝突等の非常時の脆性破壊に対す
る安全性を確保できる構造用鋼板およびその製造方法に
関するものである。
物同士が衝突等により大規模な塑性変形を受けた場合で
も、鋼板の耐脆性破壊性能のうち特に重要であるアレス
ト性能が塑性変形を受けていない場合に比べて大幅に劣
化することなく、前記衝突等の非常時の脆性破壊に対す
る安全性を確保できる構造用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】鋼板が塑性変形すると機械的性質の変化
として、特に鋼板の靭性が劣化することが一般に知られ
ており、塑性変形時の鋼板の使用性能評価として歪時効
シャルピー試験等が広く実施されている。しかしなが
ら、この歪時効特性の支配因子は未だ不明な点が多く、
構造物同士が衝突した場合等の安全性を確保する観点か
らは、重大な問題である。一般に、歪時効特性は、鋼中
に固溶しているＣ元素やＮ元素が歪付与により導入され
た転位と相互作用をおこし、転位の動きを妨げるため
に、降伏点が上昇し、その結果、脆化がおこると説明さ
れている。
として、特に鋼板の靭性が劣化することが一般に知られ
ており、塑性変形時の鋼板の使用性能評価として歪時効
シャルピー試験等が広く実施されている。しかしなが
ら、この歪時効特性の支配因子は未だ不明な点が多く、
構造物同士が衝突した場合等の安全性を確保する観点か
らは、重大な問題である。一般に、歪時効特性は、鋼中
に固溶しているＣ元素やＮ元素が歪付与により導入され
た転位と相互作用をおこし、転位の動きを妨げるため
に、降伏点が上昇し、その結果、脆化がおこると説明さ
れている。
【０００３】また、脆性破壊の伝播を阻止する性能であ
るアレスト性能は、鋼板が大規模な塑性変形を受けると
大幅に劣化することが、（財）シップエンドオーシャン
の平成６年度報告書に記載されており、予期しない大型
船体同士の衝突等で生じる塑性損傷に対して、通常の設
計時よりも高いアレスト性能を具備させることにより、
塑性変形を受けてアレスト性能が劣化した場合でも必要
最低限の安全性が確保できる鋼材が紹介されている。大
規模な塑性変形を受けるような非常時の安全性を確保す
るためには、前述のように劣化代を考慮した高い耐脆性
破壊性能を具備させる方法と、大規模な塑性変形を受け
ても劣化しくにい鋼材を提供する方法の二つの方法が考
えられる。しかしながら、特にアレスト性能に関して
は、その向上方法がやっと明かになりつつある段階であ
り、塑性変形後の劣化現象を最小に抑制しようとする技
術は未だ明かになっていない。
るアレスト性能は、鋼板が大規模な塑性変形を受けると
大幅に劣化することが、（財）シップエンドオーシャン
の平成６年度報告書に記載されており、予期しない大型
船体同士の衝突等で生じる塑性損傷に対して、通常の設
計時よりも高いアレスト性能を具備させることにより、
塑性変形を受けてアレスト性能が劣化した場合でも必要
最低限の安全性が確保できる鋼材が紹介されている。大
規模な塑性変形を受けるような非常時の安全性を確保す
るためには、前述のように劣化代を考慮した高い耐脆性
破壊性能を具備させる方法と、大規模な塑性変形を受け
ても劣化しくにい鋼材を提供する方法の二つの方法が考
えられる。しかしながら、特にアレスト性能に関して
は、その向上方法がやっと明かになりつつある段階であ
り、塑性変形後の劣化現象を最小に抑制しようとする技
術は未だ明かになっていない。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、塑性変形に
よる耐脆性破壊性能の劣化代をできるだけ最小限に抑え
た鋼板およびその製造方法を提供することを課題とす
る。
よる耐脆性破壊性能の劣化代をできるだけ最小限に抑え
た鋼板およびその製造方法を提供することを課題とす
る。
【０００５】
【課題を解決するための手段】本発明は、上記課題を達
成するためになされたもので、その手段は下記の通りで
ある。
成するためになされたもので、その手段は下記の通りで
ある。
【０００６】（１）重量％で、Ｃ：０．０４〜０．０８
％、Ｓｉ：０．０５〜０．５％、Ｍｎ：０．１〜２．０
％、Ａｌ：０．００５〜０．１％、フリーＮ：≦２０Ｐ
ＰＭ、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなる鋼板におい
て、集合組織発達程度を示す（１１０）面のＸ線面強度
比が２以上を有し、かつ構成する結晶粒の円相当径が２
０μｍ以上の粗大粒の面積率が１０％以下であることを
特徴とする塑性変形後の耐脆性破壊特性の優れた構造用
鋼板。
％、Ｓｉ：０．０５〜０．５％、Ｍｎ：０．１〜２．０
％、Ａｌ：０．００５〜０．１％、フリーＮ：≦２０Ｐ
ＰＭ、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなる鋼板におい
て、集合組織発達程度を示す（１１０）面のＸ線面強度
比が２以上を有し、かつ構成する結晶粒の円相当径が２
０μｍ以上の粗大粒の面積率が１０％以下であることを
特徴とする塑性変形後の耐脆性破壊特性の優れた構造用
鋼板。
【０００７】（２）重量％で、Ｃ：０．０４〜０．０８
％、Ｓｉ：０．０５〜０．５％、Ｍｎ：０．１〜２．０
％、Ａｌ：０．００５〜０．１％、フリーＮ：≦２０Ｐ
ＰＭ、更にＴｉ：０．００５〜０．１０％、Ｃｕ：０．
０５〜０．５％、Ｎｉ：０．０５〜０．５％、Ｎｂ：
０．００５〜０．０５％、Ｖ：０．００５〜０．０５
％、Ｍｏ：０．０５〜０．５％、Ｂ：０．０００２〜
０．００１５％の１種または２種以上を含むことを特徴
とする上記（１）に記載した特徴を有する組織からなる
塑性変形後の耐脆性破壊特性の優れた構造用鋼板。
％、Ｓｉ：０．０５〜０．５％、Ｍｎ：０．１〜２．０
％、Ａｌ：０．００５〜０．１％、フリーＮ：≦２０Ｐ
ＰＭ、更にＴｉ：０．００５〜０．１０％、Ｃｕ：０．
０５〜０．５％、Ｎｉ：０．０５〜０．５％、Ｎｂ：
０．００５〜０．０５％、Ｖ：０．００５〜０．０５
％、Ｍｏ：０．０５〜０．５％、Ｂ：０．０００２〜
０．００１５％の１種または２種以上を含むことを特徴
とする上記（１）に記載した特徴を有する組織からなる
塑性変形後の耐脆性破壊特性の優れた構造用鋼板。
【０００８】（３）上記（ｌ）または（２）に記載の化
学成分を含有する綱片または鋼板を、Ａｃ3点以上の温
度にし、再結晶温度域で２０％以上の圧延を行い、さら
に未再結晶温度域で３０％以上の圧延を行い、引き続き
Ａｒ3点以下Ａｒ1点以上の温度において３０％以上の圧
延を実施することを特徴とする塑性変形後の耐脆性破壊
伝播停止特性の優れた構造用鋼板の製造方法。
学成分を含有する綱片または鋼板を、Ａｃ3点以上の温
度にし、再結晶温度域で２０％以上の圧延を行い、さら
に未再結晶温度域で３０％以上の圧延を行い、引き続き
Ａｒ3点以下Ａｒ1点以上の温度において３０％以上の圧
延を実施することを特徴とする塑性変形後の耐脆性破壊
伝播停止特性の優れた構造用鋼板の製造方法。
【０００９】（４）上記（３）に記載された製造方法に
おいて、圧延終了後、さらに鋼板表面温度が少なくとも
Ａｒ1点になるまで１℃／ｓｅｃ以上の冷速で冷却する
ことを特徴とする塑性変形後の耐脆性破壊伝播停止特性
の優れた構造用鋼板の製造方法。
おいて、圧延終了後、さらに鋼板表面温度が少なくとも
Ａｒ1点になるまで１℃／ｓｅｃ以上の冷速で冷却する
ことを特徴とする塑性変形後の耐脆性破壊伝播停止特性
の優れた構造用鋼板の製造方法。
【００１０】（５）上記（４）に記載された製造方法に
おいて、冷却終了後、さらに５００℃から６００℃の温
度で焼戻し処理すること特徴とする塑性変形後の耐脆性
破壊伝播停止特性の優れた構造用鋼板の製造方法。
おいて、冷却終了後、さらに５００℃から６００℃の温
度で焼戻し処理すること特徴とする塑性変形後の耐脆性
破壊伝播停止特性の優れた構造用鋼板の製造方法。
【００１１】本発明における各成分元素とその添加理由
は以下の通りである。
は以下の通りである。
【００１２】Ｃは鋼の強度を向上させる有効な成分とし
て一般に利用されており、強度確保のために０．０４％
以上添加するものであるが、本発明においては、塑性歪
後のアレスト性能の劣化を抑制させるために０．０８％
以下に規制する。
て一般に利用されており、強度確保のために０．０４％
以上添加するものであるが、本発明においては、塑性歪
後のアレスト性能の劣化を抑制させるために０．０８％
以下に規制する。
【００１３】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、０．５％を超えると
鋼の加工性や溶接部の靭性か劣化し、０．０５％未満で
は脱酸効果が不十分なため、添加量を０．０５〜０．５
％に規制する。
強度増加元素として有用であるが、０．５％を超えると
鋼の加工性や溶接部の靭性か劣化し、０．０５％未満で
は脱酸効果が不十分なため、添加量を０．０５〜０．５
％に規制する。
【００１４】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、過剰の添加は本発明のポイントであ
る２相域圧延の温度が低下しすぎてしまい、変形抵抗が
上昇し、圧延が困難となるので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、過剰の添加は本発明のポイントであ
る２相域圧延の温度が低下しすぎてしまい、変形抵抗が
上昇し、圧延が困難となるので２．０％を上限とする。
【００１５】Ａｌは鋼中のＮと結合してＡｌ窒化物を形
成し、塑性歪により導入された転位と相互作用を生じて
転位の動きを妨げるフリー窒素を低減させる効果を有す
るため添加するが、添加しすぎると素材の靭性を劣化さ
せるので、０．００５〜０．１０％に、規制する。
成し、塑性歪により導入された転位と相互作用を生じて
転位の動きを妨げるフリー窒素を低減させる効果を有す
るため添加するが、添加しすぎると素材の靭性を劣化さ
せるので、０．００５〜０．１０％に、規制する。
【００１６】Ｎは不可避不純物として含有されるが、フ
リーＮは、塑性変形により導入させる転位と相互作用を
生じ、コットレル雰囲気と呼ばれる変形を妨げる現象を
招くので、フリーＮは２０ｐｐｍ以下に規制する。
リーＮは、塑性変形により導入させる転位と相互作用を
生じ、コットレル雰囲気と呼ばれる変形を妨げる現象を
招くので、フリーＮは２０ｐｐｍ以下に規制する。
【００１７】以上が、本発明が対象とする鋼の基本成分
であるが、母材強度を上昇させるために Ｃｕ：０．０５〜０．５％ Ｎｉ：０．０５〜０．５％ Ｎｂ：０．００５〜０．０５％ Ｖ：０．００５〜０．０５％ Ｍｏ：０．０５〜０．５％ の１種または２種以上を使用してもよい。上記元素を含
有させた場合、継手靭性の劣化が懸念されることがあ
り、継手靭性を向上させるために、 Ｔｉ：０．００５〜０．１０％ Ｂ：０．０００２〜０．００１５％ の１種または２種を使用できる。
であるが、母材強度を上昇させるために Ｃｕ：０．０５〜０．５％ Ｎｉ：０．０５〜０．５％ Ｎｂ：０．００５〜０．０５％ Ｖ：０．００５〜０．０５％ Ｍｏ：０．０５〜０．５％ の１種または２種以上を使用してもよい。上記元素を含
有させた場合、継手靭性の劣化が懸念されることがあ
り、継手靭性を向上させるために、 Ｔｉ：０．００５〜０．１０％ Ｂ：０．０００２〜０．００１５％ の１種または２種を使用できる。
【００１８】上記添加元素の下限値は、強度あるいは継
手靭性を向上させるための効果を発揮させるために最低
限必要な量であり、上限値はそれ以上含有させると、継
手靭性および母材靭性が劣化してしまうために規制する
ものである。
手靭性を向上させるための効果を発揮させるために最低
限必要な量であり、上限値はそれ以上含有させると、継
手靭性および母材靭性が劣化してしまうために規制する
ものである。
【００１９】
【発明の実施の形態】本発明者らは、塑性歪が鋼板に付
与された場合の鋼材の機械的性質の変化を実験により検
討し、その機構解明を行い、塑性歪付与によるアレスト
性能の劣化代の少ない鋼板を製造するための因子を検討
した。
与された場合の鋼材の機械的性質の変化を実験により検
討し、その機構解明を行い、塑性歪付与によるアレスト
性能の劣化代の少ない鋼板を製造するための因子を検討
した。
【００２０】塑性歪が鋼板に付与された後、時効処理を
行った場合にＶノッチシャルピー衝撃試験により求めら
れた靭性が劣化する現象は、広く知られているが、塑性
歪が付与された後、時効処理なしの場合の鋼板の靭性劣
化現象に関する機構は明確にされていない。
行った場合にＶノッチシャルピー衝撃試験により求めら
れた靭性が劣化する現象は、広く知られているが、塑性
歪が付与された後、時効処理なしの場合の鋼板の靭性劣
化現象に関する機構は明確にされていない。
【００２１】また、アレスト性能の指標である温度勾配
型ＥＳＳＯ試験により求められるＫＣａ値と、Ｖノッチ
シャルピー衡撃試験の結果には、一対一の相関関係は認
められず、破壊機構が違うのでその支配因子も異なるこ
とが知られている。
型ＥＳＳＯ試験により求められるＫＣａ値と、Ｖノッチ
シャルピー衡撃試験の結果には、一対一の相関関係は認
められず、破壊機構が違うのでその支配因子も異なるこ
とが知られている。
【００２２】まず、塑性歪を受けた鋼板において脆性亀
裂が伝播した破面の詳細観察を行った結果、壁開破面の
単位として定義されるファセットの周囲に形成されるテ
ィアリッジ（延性破壊を呈するファセット周辺の破面の
領域を呼ぶ）や、ファセット周辺の延性破壊領域が減少
していることを知見した。この現象は、壁開破壊したフ
ァセット間の狭い領域で変形が拘束された状況下での微
視的な領域での延性の低下であると解釈できる。そこ
で、塑性歪を受けた鋼板から切り欠き付き引張試験片を
供試し、化学成分と塑性歪付与後の延性特性の関係を調
査した。その結果、フリーＮとＣの延性特性の寄与が大
きく、フリーＮ量が２０ｐｐｍ以下、およびＣ量が０．
０８％以下では図ｌに示すように顕著な伸び量の低下は
起こさないことが判明した。尚、実験ではフリーＮが３
０ｐｐｍであっても、Ｃ量が０．０３％では伸び量低下
は起こさないが、Ｃ量を０．０３％にすると鋼板の強度
確保のためにＮｉ等の強化元素を多量に添加しなければ
ならず経済的ではない。
裂が伝播した破面の詳細観察を行った結果、壁開破面の
単位として定義されるファセットの周囲に形成されるテ
ィアリッジ（延性破壊を呈するファセット周辺の破面の
領域を呼ぶ）や、ファセット周辺の延性破壊領域が減少
していることを知見した。この現象は、壁開破壊したフ
ァセット間の狭い領域で変形が拘束された状況下での微
視的な領域での延性の低下であると解釈できる。そこ
で、塑性歪を受けた鋼板から切り欠き付き引張試験片を
供試し、化学成分と塑性歪付与後の延性特性の関係を調
査した。その結果、フリーＮとＣの延性特性の寄与が大
きく、フリーＮ量が２０ｐｐｍ以下、およびＣ量が０．
０８％以下では図ｌに示すように顕著な伸び量の低下は
起こさないことが判明した。尚、実験ではフリーＮが３
０ｐｐｍであっても、Ｃ量が０．０３％では伸び量低下
は起こさないが、Ｃ量を０．０３％にすると鋼板の強度
確保のためにＮｉ等の強化元素を多量に添加しなければ
ならず経済的ではない。
【００２３】次に、微視的な延性低下の生じない成分範
囲であるＣ量を０．０６％、フリーＮ量をｌ５ｐｐｍ含
有した鋼板を試作し、温度勾配型ＥＳＳＯ試験を実施し
た結果、ＫＣａ値は低下することが判った。この理由を
考察すると、延性は低下しないが、塑性歪の付与により
降伏強度が上昇し、亀裂先端の応力が限界微視的破壊応
力に達することにより、脆性破壊するためであると想定
させる。したがって、亀裂先端の応力をなんらかの手段
で低下させることが塑性歪付与後の脆性破壊を抑制する
ために重要であることが明確になった。
囲であるＣ量を０．０６％、フリーＮ量をｌ５ｐｐｍ含
有した鋼板を試作し、温度勾配型ＥＳＳＯ試験を実施し
た結果、ＫＣａ値は低下することが判った。この理由を
考察すると、延性は低下しないが、塑性歪の付与により
降伏強度が上昇し、亀裂先端の応力が限界微視的破壊応
力に達することにより、脆性破壊するためであると想定
させる。したがって、亀裂先端の応力をなんらかの手段
で低下させることが塑性歪付与後の脆性破壊を抑制する
ために重要であることが明確になった。
【００２４】そこで、集合組織を発達させて、鋼板の板
厚方向と平行にセパレーションという縦割れを亀裂先端
に生じさせることにより、亀裂あるいは切欠先端の拘束
を解放させ、亀裂先端の応力を低下させる方法を活用す
ることとした。
厚方向と平行にセパレーションという縦割れを亀裂先端
に生じさせることにより、亀裂あるいは切欠先端の拘束
を解放させ、亀裂先端の応力を低下させる方法を活用す
ることとした。
【００２５】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を発生させるためには、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、実際のフェライトーオーステ
ナイト２相域で圧延された鋼板において、塑性変形の支
配的な温度域では、破壊に先立ちセパレーションを発生
するが、低温域では脆性破壊を呈する。
前に、必ずセパレーションを発生させるためには、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、実際のフェライトーオーステ
ナイト２相域で圧延された鋼板において、塑性変形の支
配的な温度域では、破壊に先立ちセパレーションを発生
するが、低温域では脆性破壊を呈する。
【００２６】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ヨロニー間での塑性
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。そこで表１および表２に示す一般的な構造用鋼を用
いて、種々の実験を行った。
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ヨロニー間での塑性
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。そこで表１および表２に示す一般的な構造用鋼を用
いて、種々の実験を行った。
【００２７】
【表１】
【００２８】
【表２】 まず、セパレーションを発生させるために必要な集合組
織の組織形態を定量化するため、二相域圧延条件を変化
させて種々の結晶方位を有する集合組織レベルの異なる
鋼板を製造した。そして、種々の集合組織形態を、Ｘ線
による面強度比測定を行い、図２に示すように（１１
０）面の面強度比と板厚方向の限界破壊応力との間に相
関関係が見られ、（１１０）面強度比が２以上である集
合組織の限界破壊応力は、集合組織のない（（１１０）
面強度比が約１）ものの１／２以下となることを知見し
た。
織の組織形態を定量化するため、二相域圧延条件を変化
させて種々の結晶方位を有する集合組織レベルの異なる
鋼板を製造した。そして、種々の集合組織形態を、Ｘ線
による面強度比測定を行い、図２に示すように（１１
０）面の面強度比と板厚方向の限界破壊応力との間に相
関関係が見られ、（１１０）面強度比が２以上である集
合組織の限界破壊応力は、集合組織のない（（１１０）
面強度比が約１）ものの１／２以下となることを知見し
た。
【００２９】この結果より、（１１０）面の結晶方位を
有する集合組織の発達が板厚方向の限界破壊応力を低下
させるために有効であることがわかる。
有する集合組織の発達が板厚方向の限界破壊応力を低下
させるために有効であることがわかる。
【００３０】板厚断面方向の限界破壊応力が板厚方向の
限界破壊応力より常に高ければ板厚断面に存在する亀裂
が脆性破壊を発生する前に板厚方向にて微小破壊が生じ
（セパレーション）、その結果板厚断面の亀裂が脆性破
壊に移行することは確実に阻止できることになる。
限界破壊応力より常に高ければ板厚断面に存在する亀裂
が脆性破壊を発生する前に板厚方向にて微小破壊が生じ
（セパレーション）、その結果板厚断面の亀裂が脆性破
壊に移行することは確実に阻止できることになる。
【００３１】しかしながら、（１１０）面強度比を大き
くしすぎると、板厚断面方向の靭性が低下しすぎてしま
い、板厚断面方向に応力が作用する構造物に適用した場
合鋼板が剥離することも懸念され問題である。そこで、
板厚断面方向の限界破壊応力を向上させる必要がある。
くしすぎると、板厚断面方向の靭性が低下しすぎてしま
い、板厚断面方向に応力が作用する構造物に適用した場
合鋼板が剥離することも懸念され問題である。そこで、
板厚断面方向の限界破壊応力を向上させる必要がある。
【００３２】集合組織を発達させるために実施する二相
域圧延材では、二相域圧延前のオーステナイト組織を微
細化しておかないと、二相域圧延中に局部的に粒成長を
起こし、粗大な結晶粒が混粒する現象が知られている。
域圧延材では、二相域圧延前のオーステナイト組織を微
細化しておかないと、二相域圧延中に局部的に粒成長を
起こし、粗大な結晶粒が混粒する現象が知られている。
【００３３】板厚断面方向の限界破壊応力と組織の関係
を種々調査した結果、そして、この粗大な粒が限界破壊
応力の低下の原因であることを新たに知見し、図３に示
すように粒径が円相当径で２０μｍ以上の粗大粒の存在
を面積率で１０％以下に抑える必要を明らかにした。
を種々調査した結果、そして、この粗大な粒が限界破壊
応力の低下の原因であることを新たに知見し、図３に示
すように粒径が円相当径で２０μｍ以上の粗大粒の存在
を面積率で１０％以下に抑える必要を明らかにした。
【００３４】粒径が円相当径で２０μｍ以上の粗大粒の
存在を面積率で１０％以下に抑える製造条件として、二
相域圧延前のオーステナイト粒径を微細化させて、変態
により生成するフェライト粒を微細化する方法を検討し
た。まず粗圧延段階で十分な再結晶を促進させて細粒化
し、さらに未再結晶域での圧延により転位を十分導入さ
せる条件を種々検討した結果、粗圧延と未再結晶域圧延
を組み合わせた方が、全圧下率が小さくできることを見
いだし、未再結晶域圧延の圧下率が２０％以上必要であ
ることが判明した。その条件下において、未再結晶域圧
延を３０％以上実施すれば、必要面強度比を得るのに必
要な二相域圧延圧下率が３０％以上の圧延においても、
粗大フェライトが生成しないことが判明した。
存在を面積率で１０％以下に抑える製造条件として、二
相域圧延前のオーステナイト粒径を微細化させて、変態
により生成するフェライト粒を微細化する方法を検討し
た。まず粗圧延段階で十分な再結晶を促進させて細粒化
し、さらに未再結晶域での圧延により転位を十分導入さ
せる条件を種々検討した結果、粗圧延と未再結晶域圧延
を組み合わせた方が、全圧下率が小さくできることを見
いだし、未再結晶域圧延の圧下率が２０％以上必要であ
ることが判明した。その条件下において、未再結晶域圧
延を３０％以上実施すれば、必要面強度比を得るのに必
要な二相域圧延圧下率が３０％以上の圧延においても、
粗大フェライトが生成しないことが判明した。
【００３５】
【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。
【００３６】塑性歪１０％の付与方法は、ＥＳＳＯ試験
片（幅５００ｍｍ×長さ５００ｍｍ×板厚）を採取でき
る供試鋼板をＥＳＳＯ試験を実施するときに使用する横
型大型引張試験機にて引張荷重を与えて塑性歪を付加
し、負荷中は試験片に取り付けた伸び計により歪量をモ
ニターし、負荷した後試験片に卦がいておいた標線の引
張負荷前と負荷後の間隔の変化より塑性歪量を求めた。
塑性歪付与材と素材のＶノッチシャルピー衝撃試験を実
施し、そのｖＴｒ値の比較を行った。また、ほぼ同一の
塑性歪を負荷したＥＳＳＯ試験片を３体温度勾配型の脆
性亀裂伝播停止試験を行い、亀裂の停止温度とそのとき
のＫ値より、Ｋｃａ値と温度の関係をもとめ、Ｋｃａ値
が６０００Ｎ／ｍｍ1.5 を示す温度を求めた。
片（幅５００ｍｍ×長さ５００ｍｍ×板厚）を採取でき
る供試鋼板をＥＳＳＯ試験を実施するときに使用する横
型大型引張試験機にて引張荷重を与えて塑性歪を付加
し、負荷中は試験片に取り付けた伸び計により歪量をモ
ニターし、負荷した後試験片に卦がいておいた標線の引
張負荷前と負荷後の間隔の変化より塑性歪量を求めた。
塑性歪付与材と素材のＶノッチシャルピー衝撃試験を実
施し、そのｖＴｒ値の比較を行った。また、ほぼ同一の
塑性歪を負荷したＥＳＳＯ試験片を３体温度勾配型の脆
性亀裂伝播停止試験を行い、亀裂の停止温度とそのとき
のＫ値より、Ｋｃａ値と温度の関係をもとめ、Ｋｃａ値
が６０００Ｎ／ｍｍ1.5 を示す温度を求めた。
【００３７】本発明例の試験番号１〜１２および比較例
の試験番号１３〜１５の化学成分は、それぞれ鋼種１〜
７でＣ量が０．０８％以下であり、かつフリーＮ量も２
０ｐｐｍ以下であり、本発明の規定内である。一方、比
較例の試験番号１６〜１９はそれぞれ鋼種８〜１１を用
いたものであり、鋼種８、９はＣ量が所要量以上であ
り、鋼種１０はフリーＮ量が所定量以上であり、綱種１
１はＣ量、Ｎ量とも所定量以上であり、いずれも本発明
の成分規定量から外れるものである。
の試験番号１３〜１５の化学成分は、それぞれ鋼種１〜
７でＣ量が０．０８％以下であり、かつフリーＮ量も２
０ｐｐｍ以下であり、本発明の規定内である。一方、比
較例の試験番号１６〜１９はそれぞれ鋼種８〜１１を用
いたものであり、鋼種８、９はＣ量が所要量以上であ
り、鋼種１０はフリーＮ量が所定量以上であり、綱種１
１はＣ量、Ｎ量とも所定量以上であり、いずれも本発明
の成分規定量から外れるものである。
【００３８】試験番号１〜１２，１６〜１９は、粗圧
延、未再結晶域圧延、二相域圧延とも所定の圧延条件で
実施したが、化学成分が所定の範囲にない試験番号１６
〜１９は塑性歪によるｖＴｒｓの変化、Ｋｃａ＝６００
０Ｎ／ｍｍ1.5を示す温度の変化が共に本発明例である
試験番号１〜１２より大きかった。
延、未再結晶域圧延、二相域圧延とも所定の圧延条件で
実施したが、化学成分が所定の範囲にない試験番号１６
〜１９は塑性歪によるｖＴｒｓの変化、Ｋｃａ＝６００
０Ｎ／ｍｍ1.5を示す温度の変化が共に本発明例である
試験番号１〜１２より大きかった。
【００３９】試験番号１３，１４，１５は、所定の化学
成分範囲の供試鋼を用いているが、試験番号１３は二相
域圧延を適用しなかった場合であり、試験番号１４は二
相域圧延は実施しているがその前の未再結晶域圧延が不
十分であった場合であり、試験番号１５は粗圧延せずに
未再結晶域圧延のみ適用したものである。これら３つの
例も、本発明例よりも塑性歪によるｖＴｒｓおよびＫｃ
ａ＝６０００Ｎ／ｍｍ1.5を示す温度の変化が大きかっ
た。
成分範囲の供試鋼を用いているが、試験番号１３は二相
域圧延を適用しなかった場合であり、試験番号１４は二
相域圧延は実施しているがその前の未再結晶域圧延が不
十分であった場合であり、試験番号１５は粗圧延せずに
未再結晶域圧延のみ適用したものである。これら３つの
例も、本発明例よりも塑性歪によるｖＴｒｓおよびＫｃ
ａ＝６０００Ｎ／ｍｍ1.5を示す温度の変化が大きかっ
た。
【００４０】
【発明の効果】本発明は上記した手段及び作用を利用し
たものであり、Ｃ量とＮ量が所定の範囲である鋼板に所
定の粗圧延、未再結晶域圧延、二相域圧延を適用するこ
とによって塑性歪を受けた場合でもアレスト性能の劣化
が小さい構造用鋼板の提供を可能とするものある。
たものであり、Ｃ量とＮ量が所定の範囲である鋼板に所
定の粗圧延、未再結晶域圧延、二相域圧延を適用するこ
とによって塑性歪を受けた場合でもアレスト性能の劣化
が小さい構造用鋼板の提供を可能とするものある。
【図１】化学成分と塑性歪付与後の拘束付き引張試験結
果の関係を示す図である。
果の関係を示す図である。
【図２】Ｘ線による（１１０）面強度比と板厚方向の限
界破壊応力の関係を示す図である。
界破壊応力の関係を示す図である。
【図３】粗大粒の面積率と板厚断面方向の限界破壊応力
の関係を示す図である。
の関係を示す図である。
Claims (5)
- 【請求項１】 重量％で、 Ｃ：０．０４〜０．０８％ Ｓｉ：０．０５〜０．５％ Ｍｎ：０．３〜２．０％ Ａ１：０．００５〜０．１％ フリーＮ：≦２０ＰＰＭ 残部Ｆｅおよび不可避不純物からなる鋼板において、 集合組織発達程度を示す（１１０）面のＸ線面強度比が
２以上を有し、かつ構成する結晶粒の円相当径が２０μ
ｍ以上の粗大粒の面積率が１０％以下であることを特徴
とする塑性変形後の耐脆性破壊伝播停止特性の優れた構
造用鋼板。 - 【請求項２】 重量％で、 Ｃ：０．０４〜０．０８％ Ｓｉ：０．０５〜０．５％ Ｍｎ：０．３〜２．０％ Ａｌ：０．００５〜０．１％ フリーＮ：≦２０ＰＰＭ 更に、 Ｔｉ：０．００５〜０．１０％ Ｃｕ：０．０５〜０．５％ Ｎｉ：０．０５〜０．５％ Ｎｂ：０．００５〜０．０５％ Ｖ：０．００５〜０．０５％ Ｍｏ：０．０５〜０．５％ Ｂ：０．０００２〜０．００１５％ の１種または２種以上を含み、残部Ｆｅおよび不可避不
純物からなる鋼板において、集合組織発達程度を示す
（１１０）面のＸ線面強度比が２以上を有し、かつ構成
する結晶粒の円相当径が２０μｍ以上の粗大粒の面積率
が１０％以下であることを特徴とする塑性変形後の耐脆
性破壊伝播停止特性の優れた構造用鋼板。 - 【請求項３】 請求項１または、請求項２に記載の化学
成分を含有する鋼片または鋼板を、Ａｃ3点以上の温度
の鋼片もしくは鋼板を、再結晶温度域で圧下率２０％以
上の圧延を行い、さらに未再結晶温度域で圧下率３０％
以上の圧延を行い、ひきつづきＡｒ3点以下Ａｒ1点以上
の温度において、圧下率３０％以上の圧延を実施するこ
とを特徴とする塑性変形後の耐脆性破壊特性の優れた構
造用鋼板の製造方法。 - 【請求項４】 請求項３に記載された製造方法におい
て、圧延終了後、さらに鋼板表面温度が少なくともＡｒ
1点になる迄ｌ℃／ｓｅｃ以上の冷速で冷却することを
特徴とする塑性変形後の耐脆性破壊特性の優れた構造用
鋼板の製造方法。 - 【請求項５】 請求項４に記載された製造方法におい
て、冷却終了後、さらに５００℃から６００℃の温度で
焼戻し処理をすることを特徴とする塑性変形後の耐脆性
破壊特性の優れた構造用鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP26664296A JP3548349B2 (ja) | 1996-09-18 | 1996-09-18 | 塑性変形後の耐脆性破壊特性の優れた構造用鋼板 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP26664296A JP3548349B2 (ja) | 1996-09-18 | 1996-09-18 | 塑性変形後の耐脆性破壊特性の優れた構造用鋼板 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH1088280A true JPH1088280A (ja) | 1998-04-07 |
| JP3548349B2 JP3548349B2 (ja) | 2004-07-28 |
Family
ID=17433671
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP26664296A Expired - Fee Related JP3548349B2 (ja) | 1996-09-18 | 1996-09-18 | 塑性変形後の耐脆性破壊特性の優れた構造用鋼板 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3548349B2 (ja) |
Cited By (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2008069380A (ja) * | 2006-09-12 | 2008-03-27 | Jfe Steel Kk | 脆性亀裂伝播停止特性に優れた構造用高強度厚鋼板およびその製造方法 |
| JP2008156750A (ja) * | 2006-11-30 | 2008-07-10 | Jfe Steel Kk | 板厚方向の脆性亀裂伝播停止特性に優れる板厚５０ｍｍ以上の鋼板およびその製造方法 |
| JP2008179878A (ja) * | 2006-12-28 | 2008-08-07 | Jfe Steel Kk | 脆性亀裂伝播停止特性に優れた高張力厚鋼板およびその製造方法 |
| JP2008214654A (ja) * | 2007-02-28 | 2008-09-18 | Jfe Steel Kk | 脆性き裂伝播停止特性に優れた厚さ５０ｍｍ以上の厚鋼板 |
| JP2008214652A (ja) * | 2007-02-28 | 2008-09-18 | Jfe Steel Kk | 脆性亀裂伝播停止特性に優れた構造用高強度厚鋼板およびその製造方法 |
| JP2010242211A (ja) * | 2009-03-17 | 2010-10-28 | Jfe Steel Corp | 板厚方向の耐疲労亀裂伝播特性に優れた厚鋼板およびその製造方法 |
| CN102766809A (zh) * | 2012-07-17 | 2012-11-07 | 东北大学 | 一种屈服强度高于800MPa的矿井救生舱用热轧带钢及制备方法 |
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
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| JP5598485B2 (ja) | 2011-02-08 | 2014-10-01 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 長大脆性き裂伝播停止特性に優れる板厚５０ｍｍ以上の厚鋼板およびその製造方法 |
| KR101676710B1 (ko) | 2011-12-27 | 2016-11-16 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | 취성 균열 전파 정지 특성이 우수한 구조용 고강도 후강판 및 그의 제조 방법 |
| JP5304925B2 (ja) | 2011-12-27 | 2013-10-02 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 脆性亀裂伝播停止特性に優れた構造用高強度厚鋼板およびその製造方法 |
| JP5304924B2 (ja) | 2011-12-27 | 2013-10-02 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 脆性亀裂伝播停止特性に優れた構造用高強度厚鋼板およびその製造方法 |
-
1996
- 1996-09-18 JP JP26664296A patent/JP3548349B2/ja not_active Expired - Fee Related
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| JP2008179878A (ja) * | 2006-12-28 | 2008-08-07 | Jfe Steel Kk | 脆性亀裂伝播停止特性に優れた高張力厚鋼板およびその製造方法 |
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| JP2008214652A (ja) * | 2007-02-28 | 2008-09-18 | Jfe Steel Kk | 脆性亀裂伝播停止特性に優れた構造用高強度厚鋼板およびその製造方法 |
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| CN102766809A (zh) * | 2012-07-17 | 2012-11-07 | 东北大学 | 一种屈服强度高于800MPa的矿井救生舱用热轧带钢及制备方法 |
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| JP3548349B2 (ja) | 2004-07-28 |
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