JPS5923854A - 脆性破壊伝播停止特性のすぐれた高張力鋼 - Google Patents
脆性破壊伝播停止特性のすぐれた高張力鋼Info
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- JPS5923854A JPS5923854A JP13186682A JP13186682A JPS5923854A JP S5923854 A JPS5923854 A JP S5923854A JP 13186682 A JP13186682 A JP 13186682A JP 13186682 A JP13186682 A JP 13186682A JP S5923854 A JPS5923854 A JP S5923854A
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Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
本発明は脆性破壊伝播停止特性のすぐれた高張力鋼に係
わるものである。
わるものである。
近年、大型の鋼構造物に対して要求される安全性はます
まず厳しくなる趨勢にあυ、使用箇所によっては鋼材に
高い脆性破壊伝播停止性能を付与することが不可欠な情
勢にある。特に、低温用６器としての大型タンクや寒冷
地に敷設されるガスラインパイプにその傾向が顕著であ
る。
まず厳しくなる趨勢にあυ、使用箇所によっては鋼材に
高い脆性破壊伝播停止性能を付与することが不可欠な情
勢にある。特に、低温用６器としての大型タンクや寒冷
地に敷設されるガスラインパイプにその傾向が顕著であ
る。
従来の知見では脆性破壊伝播停止特性を向上させる冶金
学的指針として結晶粒の微細化、合金元素としてのＮＩ
を添加すること、あるいは制御圧延によってセパレーシ
ョンと称する板面に平行な割れを導入すること等が知ら
れている。
学的指針として結晶粒の微細化、合金元素としてのＮＩ
を添加すること、あるいは制御圧延によってセパレーシ
ョンと称する板面に平行な割れを導入すること等が知ら
れている。
しかしながら、合金元素として多量のＮｌを添加するこ
とは、鋼板の製造コストを著しく両画にするのみならず
、焼入れ性を増加させ溶接熱影響部の最高硬さが高くな
る欠点がある。また過度な制御圧延によって、板厚方向
に機械的特性値の脆弱な組織を発達させて、セ・ぐレー
ションを導入することは鋼構造物の種類によっては、そ
の安全性の観点から好ましいことではない。結晶粒の微
細化は鋼Ｈの機械的特性値、とシわけ靭性の向上には有
効な方法であることは明白でおるが、通常の工業的規模
の熱間圧延、熱処理においては微細化の程度にも限界が
ある。
とは、鋼板の製造コストを著しく両画にするのみならず
、焼入れ性を増加させ溶接熱影響部の最高硬さが高くな
る欠点がある。また過度な制御圧延によって、板厚方向
に機械的特性値の脆弱な組織を発達させて、セ・ぐレー
ションを導入することは鋼構造物の種類によっては、そ
の安全性の観点から好ましいことではない。結晶粒の微
細化は鋼Ｈの機械的特性値、とシわけ靭性の向上には有
効な方法であることは明白でおるが、通常の工業的規模
の熱間圧延、熱処理においては微細化の程度にも限界が
ある。
以上の現況を踏まえて、本発明者らは鋼の脆性破壊伝播
停止特性を支配する冶金要因を詳細に検討し、本発明に
到達したものである。
停止特性を支配する冶金要因を詳細に検討し、本発明に
到達したものである。
すなわち本発明は、
（１）重量でＣ０，０２〜０．２０％、’８１ （１，
０１〜０．８俤。
０１〜０．８俤。
ＭｎＱ、８〜２．５％およびＡｔ０．０１〜０．１ ％
、または該成分Ｋ ｖ（１，００５〜０．２％ 、 Ｎ
ｂ Ｏ，００５〜０．１ ％ 。
、または該成分Ｋ ｖ（１，００５〜０．２％ 、 Ｎ
ｂ Ｏ，００５〜０．１ ％ 。
Ｃｒ ０．０１〜１．０％、 Ｍｏ ０．１〜１．０
％ 、 Ｃｕ Ｏ，０１〜０．５％−７１０，００５〜
００５％の一種または二種以上を含有し、残部Ｆｅおよ
び不可避的不純物からなシ、主たる金属組織が微小な析
出物の含有量の少いフェライトおよび微細分散したマル
テンサイトからなる脆性破壊伝播停止特性のすぐれた高
張力鋼、 および （２）重量でＣｏ、ｏ ２〜０．２０ ％ 、 Ｓｉ
（１，０１〜０．８ ％ 、〜１ｎ０．８〜２．５％、
Ａ７０．０１〜０１％およびＮｉＯ，０５〜３５饅、ま
たは該成分にｖＯ３００５〜０．２％、 ＮｂＯ，００
５〜０．１％、 Ｃｒ Ｏ，０１〜１．０ ％ 、 Ｍ
ｎ Ｏ，１〜１．Ｏ％。
％ 、 Ｃｕ Ｏ，０１〜０．５％−７１０，００５〜
００５％の一種または二種以上を含有し、残部Ｆｅおよ
び不可避的不純物からなシ、主たる金属組織が微小な析
出物の含有量の少いフェライトおよび微細分散したマル
テンサイトからなる脆性破壊伝播停止特性のすぐれた高
張力鋼、 および （２）重量でＣｏ、ｏ ２〜０．２０ ％ 、 Ｓｉ
（１，０１〜０．８ ％ 、〜１ｎ０．８〜２．５％、
Ａ７０．０１〜０１％およびＮｉＯ，０５〜３５饅、ま
たは該成分にｖＯ３００５〜０．２％、 ＮｂＯ，００
５〜０．１％、 Ｃｒ Ｏ，０１〜１．０ ％ 、 Ｍ
ｎ Ｏ，１〜１．Ｏ％。
Ｃｕ Ｏ，０１〜０．５ ％ 、 Ｔｉ Ｏ，００５〜
０．０５％の一種または二種以上をＪ有し、残部Ｆｅお
よび不可避的不純物からＩｂ主たる金属組織が微小な析
出物の含有量の少いフェライトおよび微細分散したマル
テンサイトからなる脆性破壊伝播停止特性のすぐれた高
張力鋼、 を装旨とするものである。
０．０５％の一種または二種以上をＪ有し、残部Ｆｅお
よび不可避的不純物からＩｂ主たる金属組織が微小な析
出物の含有量の少いフェライトおよび微細分散したマル
テンサイトからなる脆性破壊伝播停止特性のすぐれた高
張力鋼、 を装旨とするものである。
以下本発明の特徴について詳細に説明する。
先ず本発明における各成分の限定理由を説明する。
Ｃは銅相を強化するだめに不可欠な元素であって、０．
０２％未満では所要の強度が得られにくく、また０、２
０％を超えると溶接部の靭性が損われるので０．０２％
以上、０．２％以下に限定した。
０２％未満では所要の強度が得られにくく、また０、２
０％を超えると溶接部の靭性が損われるので０．０２％
以上、０．２％以下に限定した。
Ｓｌ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、多量に添加
し過ぎると低温靭性、溶接性を劣化させるので、０８％
以下にとどめる。
元素であるので０．０１％以上添加するが、多量に添加
し過ぎると低温靭性、溶接性を劣化させるので、０８％
以下にとどめる。
Ｍｎは低温靭性を向上させる元素として有効であるので
０８％以上添加するが、２．５％を超える量を添加する
と溶接割れ性を促進させるおそれがあるため徐加量は２
５％以下に制限した。
０８％以上添加するが、２．５％を超える量を添加する
と溶接割れ性を促進させるおそれがあるため徐加量は２
５％以下に制限した。
Ａｔは良く知られているように脱酸剤であシ、また結晶
粒の微細化にも有効であるので０．０１％以上εｊ５加
するが、過量のＡｔ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。
粒の微細化にも有効であるので０．０１％以上εｊ５加
するが、過量のＡｔ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。
■は通常は析出硬化型元素として知られているが、固溶
している場合には焼入れ性向上に効くと考えられるので
ｏ、 ００５％以上添加するが、過量になると溶接部靭
性を低下させるので０．２ ％を上１号（とじた。
している場合には焼入れ性向上に効くと考えられるので
ｏ、 ００５％以上添加するが、過量になると溶接部靭
性を低下させるので０．２ ％を上１号（とじた。
ＴＩ、Ｎｂは結晶粒の微細化に効果的な元素であるが多
く添加し過ぎると溶接性が劣化するのでそれぞれ０．０
０５〜０．０５％および０００５〜０１％の範囲にとど
める。
く添加し過ぎると溶接性が劣化するのでそれぞれ０．０
０５〜０．０５％および０００５〜０１％の範囲にとど
める。
（：１．（：ｒ、Ｍｏはいずれも固溶体強化元素として
有効であるが、過量に添加するとＣｕについては熱間脆
性、Ｃｒ、Ｍｏについては溶接部の著しい硬化を招くお
それがあるので、それぞれの元素の添加量を０．０１〜
０．５％、ｏ、ｏｉ〜１．０％、０．１〜１０％に規制
した。
有効であるが、過量に添加するとＣｕについては熱間脆
性、Ｃｒ、Ｍｏについては溶接部の著しい硬化を招くお
それがあるので、それぞれの元素の添加量を０．０１〜
０．５％、ｏ、ｏｉ〜１．０％、０．１〜１０％に規制
した。
次に本発明の根幹を成す技術思想について記述する。
初めに、銅材に発生した脆性亀裂が伝播する素過程を考
えると、それは以下のように理解される。
えると、それは以下のように理解される。
伝播する脆性主亀裂は一定の運動エネルギーを有してい
るが、伝播を続けるには主亀裂の前面に先行重装が形成
され、その先行亀裂が主亀裂に連結することが必要であ
る。先行磁製が形成ネれなくなるかあるいは先行亀裂力
；形成されても主１０、裂と連結しなくなれば、脆性破
壊は停止したものと理解される。したがって鋼の脆性破
壊伝播停止特性を向上させるには、上記した素過程の遂
行をより困難にさせ主亀裂の運動エネルギーをよシ多く
吸収させることが要諦と言える。先行亀裂の形成をよシ
困難にすることによシ、主亀裂先端では亀裂鈍化が生じ
鈍化は塑性変形を伴なうので、結果的にｌ−１伝播する
主亀裂の運動エネルギーの一部が吸収されたことになる
。また先行亀裂と主亀裂の連結は結晶粒界でテアリング
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、主亀裂の減速に
寄与する。
るが、伝播を続けるには主亀裂の前面に先行重装が形成
され、その先行亀裂が主亀裂に連結することが必要であ
る。先行磁製が形成ネれなくなるかあるいは先行亀裂力
；形成されても主１０、裂と連結しなくなれば、脆性破
壊は停止したものと理解される。したがって鋼の脆性破
壊伝播停止特性を向上させるには、上記した素過程の遂
行をより困難にさせ主亀裂の運動エネルギーをよシ多く
吸収させることが要諦と言える。先行亀裂の形成をよシ
困難にすることによシ、主亀裂先端では亀裂鈍化が生じ
鈍化は塑性変形を伴なうので、結果的にｌ−１伝播する
主亀裂の運動エネルギーの一部が吸収されたことになる
。また先行亀裂と主亀裂の連結は結晶粒界でテアリング
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、主亀裂の減速に
寄与する。
結晶粒を微細化することは、とのテアリングによる主ｆ
Ｒ裂の減速効果の向上に結びつくものであシ、実際、同
一成分の鋼においては、脆性破壊伝播停止特性と、脆性
破壊した試験片の破面上で測定した（１１．面単位との
間には良い相関関係のあることが知られている。（たと
えば、鉄と鋼６２年（１９７６）１０１７〜］−０２４
）従来技術ではこの相関に関υ、脆性破壊停止特性を向
上させる方法として細粒化技術が採用されてきたのであ
る。本発明者らは脆性破壊伝播停止の素過程を以上のよ
うに理解し、テアリングが生ずる時の塑性変形エネルギ
ーそのものを増加させることによっ−ＣＣルミ脆性破壊
伝播停止特性を向上させることを創案し、 本発明に到
ったものである。換ピするならば、 本発明の最も特徴
とするところは、脆性破壊伝播停止特性という、いわば
脆性破壊に関すると考えられていた特性値が、実はテア
リング時に消費される塑性変形エネルギーという延性破
壊の２９ラメータを改善することで向上することを発見
した点にある。
Ｒ裂の減速効果の向上に結びつくものであシ、実際、同
一成分の鋼においては、脆性破壊伝播停止特性と、脆性
破壊した試験片の破面上で測定した（１１．面単位との
間には良い相関関係のあることが知られている。（たと
えば、鉄と鋼６２年（１９７６）１０１７〜］−０２４
）従来技術ではこの相関に関υ、脆性破壊停止特性を向
上させる方法として細粒化技術が採用されてきたのであ
る。本発明者らは脆性破壊伝播停止の素過程を以上のよ
うに理解し、テアリングが生ずる時の塑性変形エネルギ
ーそのものを増加させることによっ−ＣＣルミ脆性破壊
伝播停止特性を向上させることを創案し、 本発明に到
ったものである。換ピするならば、 本発明の最も特徴
とするところは、脆性破壊伝播停止特性という、いわば
脆性破壊に関すると考えられていた特性値が、実はテア
リング時に消費される塑性変形エネルギーという延性破
壊の２９ラメータを改善することで向上することを発見
した点にある。
第１図は重量でＣ：０．１０％、Ｓｉ ：Ｕ、１０％、
Ｍｎ：１７％、Ｖ：０．０５％、Ｔに０．０１５％を含
む鋼をオーステナイト温度領域に加熱した後、同一熱間
圧延条件で１６闇に圧延した鋼材を一部は空冷し、他力
は熱延後直ちに水焼入れした場合の脆性破壊伝播停止特
性の比較図である。以後、前者を空冷材、後者を水冷材
と呼ぶこ凄にする。ここで脆性破壊伝播停止特性の評価
には簡易型のＤＷＴＴ （Ｄ ｒ ｏ ｐＷｅｉｇｈｔ
Ｔｅａｒ Ｔｅ５ｔ）を用い、脆性破面率５０％をそ
の指標とした。
Ｍｎ：１７％、Ｖ：０．０５％、Ｔに０．０１５％を含
む鋼をオーステナイト温度領域に加熱した後、同一熱間
圧延条件で１６闇に圧延した鋼材を一部は空冷し、他力
は熱延後直ちに水焼入れした場合の脆性破壊伝播停止特
性の比較図である。以後、前者を空冷材、後者を水冷材
と呼ぶこ凄にする。ここで脆性破壊伝播停止特性の評価
には簡易型のＤＷＴＴ （Ｄ ｒ ｏ ｐＷｅｉｇｈｔ
Ｔｅａｒ Ｔｅ５ｔ）を用い、脆性破面率５０％をそ
の指標とした。
試験片形状は厚み１４ ｗｎ、長さ１８０ ｉｎ 、幅
４５咽であシ、深さ５覇のノツチ部は脆性破壊発生を容
易にさせるため局所的に脆化させている。
４５咽であシ、深さ５覇のノツチ部は脆性破壊発生を容
易にさせるため局所的に脆化させている。
第１図から明らかなように水冷材の力が脆性破壊伝播停
止特性ははるかに優れている。
止特性ははるかに優れている。
これらの鋼材の顕微鏡組織写真を第２図（イ）（ロ）に
示す。空冷材では主たる組織がフェライトとパーライト
の混合組織であるのに対し、水冷材ではフェライトとマ
ルテンサイトの混合組織になっている％徴がある。第２
図（ハ）はマルテンサイトの存在をよシ明確に現出する
ために工夫された腐食液にて腐食した場合の水冷材の光
学顕微鏡写真である。
示す。空冷材では主たる組織がフェライトとパーライト
の混合組織であるのに対し、水冷材ではフェライトとマ
ルテンサイトの混合組織になっている％徴がある。第２
図（ハ）はマルテンサイトの存在をよシ明確に現出する
ために工夫された腐食液にて腐食した場合の水冷材の光
学顕微鏡写真である。
同写真で白抜けの部分がマルテンサイトに対応している
。切断法で測定したフェライト結晶粒度（ＪＩＳ ＧＯ
５５２）は水冷材では粒度番号１２．６．空冷材では粒
度番号１２．１であった。
。切断法で測定したフェライト結晶粒度（ＪＩＳ ＧＯ
５５２）は水冷材では粒度番号１２．６．空冷材では粒
度番号１２．１であった。
第３図はマクロ的な塑性変形が入るのを防ぐため、−１
４０℃の低温でかつ平面歪条件下で、脆性破壊させた水
冷材と空冷材の試験片を用いて、破面直下に形成された
塑性変形量を測定した結果を示す。
４０℃の低温でかつ平面歪条件下で、脆性破壊させた水
冷材と空冷材の試験片を用いて、破面直下に形成された
塑性変形量を測定した結果を示す。
以下に測定力法の概略を述べる。試験片破面にＣｒＫα
χ線を平行ビーム法にょシ照射し、試料の（２１１）結
晶面からの回折プロフィールの半価幅を測定する。Ｘ線
による測定が終了した後試料に予め決めた条件で電解研
磨を施し、破面近傍の薄い領域を除去する。次いで再び
同一条件でＸ線を照射し、回折プロフィールの半価幅を
測定する。
χ線を平行ビーム法にょシ照射し、試料の（２１１）結
晶面からの回折プロフィールの半価幅を測定する。Ｘ線
による測定が終了した後試料に予め決めた条件で電解研
磨を施し、破面近傍の薄い領域を除去する。次いで再び
同一条件でＸ線を照射し、回折プロフィールの半価幅を
測定する。
他力、一定量塑性変形させた標準試料のＸ線回折プロフ
ィールの半価幅を測定し、塑性変形量と回折プロフィー
ルの半価幅の関係を求めておく。この較正関係を利用す
るととによって破面および破面直下にＸ ＭＪ前照射て
得られた回折プロフィールの半価幅を塑性歪に換算する
ことが可能となる。
ィールの半価幅を測定し、塑性変形量と回折プロフィー
ルの半価幅の関係を求めておく。この較正関係を利用す
るととによって破面および破面直下にＸ ＭＪ前照射て
得られた回折プロフィールの半価幅を塑性歪に換算する
ことが可能となる。
第３図は以上の手続きを繰シ返し経て得られた結果であ
る。第３図にて１黄線ハツチした部分が水冷材の、縦線
ハツチした部分が空冷材の、塑性変形量を示しておシ、
水冷材の刀が脆性破面直下に形成される塑性変形量の大
きいことがり］らがである。
る。第３図にて１黄線ハツチした部分が水冷材の、縦線
ハツチした部分が空冷材の、塑性変形量を示しておシ、
水冷材の刀が脆性破面直下に形成される塑性変形量の大
きいことがり］らがである。
この事実の発見は本発明の根幹をなすものであ。
さらに第３図を詳細に検討すると空冷拐と比較して水冷
材の塑性変形量を増加させている要因には２種類あるこ
とがわかる。その一つは破面部分での塑性変形量が相対
的に大きいことであシ、他の要因は破面を基準に見て塑
性変形された領域がよ＃）深いことである。
材の塑性変形量を増加させている要因には２種類あるこ
とがわかる。その一つは破面部分での塑性変形量が相対
的に大きいことであシ、他の要因は破面を基準に見て塑
性変形された領域がよ＃）深いことである。
本発明者はこれらの要因をさらに詳細に検討し以下の事
実を見出した。
実を見出した。
先ず第一の要因については次の事実を明らかにした。空
冷材と水冷材を製造ままの状態で透過′電子顕微鏡を用
いて金属組織の微視構造を観察したところ、水冷材の力
が転位密度は高く、特にマルテンサイトの形成された近
傍でのフェライト中で転位密度が高いことが特徴であっ
だ０これらの転位は冷却中にマルテンサイトが形成され
た時に体積膨張によって導入されたものと考えられる。
冷材と水冷材を製造ままの状態で透過′電子顕微鏡を用
いて金属組織の微視構造を観察したところ、水冷材の力
が転位密度は高く、特にマルテンサイトの形成された近
傍でのフェライト中で転位密度が高いことが特徴であっ
だ０これらの転位は冷却中にマルテンサイトが形成され
た時に体積膨張によって導入されたものと考えられる。
従って炭素や窒素等の原子に固看されている可能性が少
ないことが予想される。次に水冷材と空冷材の試験片に
一１９６℃で同一の塑性変形量を与えた後に、再びｆｉ
過電子顕微鏡でフェライト粒内の転位構造を詳細に観察
したところ、転位密度は逆に空冷材の力が多い事実を発
見した。塑性変形を進行させるには転位の移動距離が長
くなるが、増殖によって転位の数を増加させることが必
続であるが、空冷材の力が転位密度が高い事実は空冷材
のフェライト粒内でよシ転位増殖が進行したことを示し
ている。これは、水冷材では圧処後の冷却速度が速いた
めフェライト粒内に微＋１ｉｆｌｌな析出物が少ないの
に対し、空冷材では、冷却速度が遅い／こめフェライト
粒内に＊ ＋ｒ４Ｂな析出物が形成され、塑性変形させ
た時、それが転位の運動を阻害し、結果としてよシ多く
の転位を増殖させたものであろう。
ないことが予想される。次に水冷材と空冷材の試験片に
一１９６℃で同一の塑性変形量を与えた後に、再びｆｉ
過電子顕微鏡でフェライト粒内の転位構造を詳細に観察
したところ、転位密度は逆に空冷材の力が多い事実を発
見した。塑性変形を進行させるには転位の移動距離が長
くなるが、増殖によって転位の数を増加させることが必
続であるが、空冷材の力が転位密度が高い事実は空冷材
のフェライト粒内でよシ転位増殖が進行したことを示し
ている。これは、水冷材では圧処後の冷却速度が速いた
めフェライト粒内に微＋１ｉｆｌｌな析出物が少ないの
に対し、空冷材では、冷却速度が遅い／こめフェライト
粒内に＊ ＋ｒ４Ｂな析出物が形成され、塑性変形させ
た時、それが転位の運動を阻害し、結果としてよシ多く
の転位を増殖させたものであろう。
転位の増殖をよシ容易にすれば転位同志の絡み合いが生
じ結果として破断歪みは低下することになる。この結果
が水冷（」と空冷材における破面−にでの塑性変形量の
違いになって現われているものと考えられる。
じ結果として破断歪みは低下することになる。この結果
が水冷（」と空冷材における破面−にでの塑性変形量の
違いになって現われているものと考えられる。
第２の要因、すなわち水冷材の刀が脆性破１１１ｉ ＋
Ｍ下で塑性変形された領域が深いとの事実は次のように
理解される。既に明らかにしたように、水冷材の基本的
な金属組織はフェライトとマルテンサイトであり、フェ
ライトは軟和でありマルテンサイトは硬相であるので、
−棟の複合組織を形成していることになる。このような
場合には、加工硬化係数が大きくなり塑性変形領域が局
在化することが防げるのである。第１表には水冷材と空
冷材の室温および一１９６℃における引張試験の結果を
示すが、加工硬化係数と良い相関のある降伏比の直はい
ずれも水冷材の力が小さいことを見出した。
Ｍ下で塑性変形された領域が深いとの事実は次のように
理解される。既に明らかにしたように、水冷材の基本的
な金属組織はフェライトとマルテンサイトであり、フェ
ライトは軟和でありマルテンサイトは硬相であるので、
−棟の複合組織を形成していることになる。このような
場合には、加工硬化係数が大きくなり塑性変形領域が局
在化することが防げるのである。第１表には水冷材と空
冷材の室温および一１９６℃における引張試験の結果を
示すが、加工硬化係数と良い相関のある降伏比の直はい
ずれも水冷材の力が小さいことを見出した。
第１表 機械的特性値
１）ｈ伏比−降伏強度／引張強度
２）ＪＩＳ４号引張試験片使用
以上述べてきたように本発明は脆性亀裂の伝稲素過程全
詳細に解析し６題が脆性破壊に関するものであるにも拘
わらず、むしろ延性破壊を支配する要因を制御すること
が要睡であることを発見した事実に基づくものであって
、とシわけ、脆性破面が生成される際に形成される塑性
歪のＪｕｌ加を行うことによって脆性破壊伝播停止特性
の大幅な改善が可能であることに成功したものである。
詳細に解析し６題が脆性破壊に関するものであるにも拘
わらず、むしろ延性破壊を支配する要因を制御すること
が要睡であることを発見した事実に基づくものであって
、とシわけ、脆性破面が生成される際に形成される塑性
歪のＪｕｌ加を行うことによって脆性破壊伝播停止特性
の大幅な改善が可能であることに成功したものである。
本発明鋼はその発明の基本的要件を満足していればよく
製造法は特に指定しない。圧延後の直接焼入れで製造し
ても、また制御冷却装置を利用することも可能であって
製造する＠利の大きさ形状によっであるいは含有化学成
分の焼入性を４慮して使いわければよい。
製造法は特に指定しない。圧延後の直接焼入れで製造し
ても、また制御冷却装置を利用することも可能であって
製造する＠利の大きさ形状によっであるいは含有化学成
分の焼入性を４慮して使いわければよい。
＠２表には本発明における実施例を、従来法との比較に
おいて示す。鋼独によって本発明法による脆性破壊伝播
停止特性の向上式はやや異なるが、いずれも大幅に改善
されていることが明らかである。
おいて示す。鋼独によって本発明法による脆性破壊伝播
停止特性の向上式はやや異なるが、いずれも大幅に改善
されていることが明らかである。
第１図は空冷材と水冷材の脆性破壊伝播停止特性をＩＷ
ｊ易ＤＷＴ１”で測定して比較した図、第２図は空冷材
と水冷材の金属組織を示す光学顕微鏡写真、第３図は空
冷材と水冷材を一１４０℃で脆性破壊させた試験片の破
面直下の塑性変形散をＸ線で測定して比較した図である
。 乎／ｒ２Ｊ 第２図 環３図 ）Ｊ耐矛鴫のプ子さくβｍ少 −／
ｊ易ＤＷＴ１”で測定して比較した図、第２図は空冷材
と水冷材の金属組織を示す光学顕微鏡写真、第３図は空
冷材と水冷材を一１４０℃で脆性破壊させた試験片の破
面直下の塑性変形散をＸ線で測定して比較した図である
。 乎／ｒ２Ｊ 第２図 環３図 ）Ｊ耐矛鴫のプ子さくβｍ少 −／
Claims (2)
- （１） 型皿でＣＵ、０２〜（１，２０％、５１００
１〜０．８チ。 Ｍｎ０．８〜２．５％およびＡｔ０．０１〜０．１ ％
、または該成分にＶｏ、００５〜０．２％、 Ｎｂ ０
．００５〜０．１ ％ 、 Ｃｒ Ｏ，０１〜１．０％
、 Ｍｏ ０．１〜１．０％、 Ｃｕ Ｏ，０１〜０．
５％、ＴｌＯ，００５〜０．０５−の一種または二種以
上を含肩し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなシ、
主たる金属組織が微小な析出物の含有量の少いフェライ
トおよび微細分散したマルテンサイトからなる脆性破壊
伝播停止特性のすぐれた高張力鋼。 - （２） 乗置でＣ０，０２〜０．２０％、 ８１０．
０１〜０．８％ 、 Ｍｎ０．８〜２５チ、ＡＡｏ、０
１〜０．１％およびＮ１０．０５〜３５チ。 または該成分にｖｏ、ｏｏｓ〜０．２％、ＮｂＯ，００
５〜０．１％。 Ｃｒ ｕ、ｏ １〜１．０％、 Ｍｏ ０．１〜１．０
％、 Ｃｕ Ｏ，０１〜０．５ ％ 。 ＴＩＯ，００５〜０３０５％の一種または二抽以上を含
有し残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなシ主たる金属
組織が微小な析出物の含有量の少いフェライトおよび微
細分散したマルテンサイトからなる脆性破壊伝播停止特
性のすぐれた高張力鋼。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP13186682A JPH0249382B2 (ja) | 1982-07-28 | 1982-07-28 | Zeiseihakaidenpateishitokuseinosuguretateionyoko |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP13186682A JPH0249382B2 (ja) | 1982-07-28 | 1982-07-28 | Zeiseihakaidenpateishitokuseinosuguretateionyoko |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS5923854A true JPS5923854A (ja) | 1984-02-07 |
| JPH0249382B2 JPH0249382B2 (ja) | 1990-10-30 |
Family
ID=15067955
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP13186682A Expired - Lifetime JPH0249382B2 (ja) | 1982-07-28 | 1982-07-28 | Zeiseihakaidenpateishitokuseinosuguretateionyoko |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0249382B2 (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS61560A (ja) * | 1984-06-12 | 1986-01-06 | Nippon Steel Corp | 溶接継手部靭性に優れた鋼 |
| JPH0290235A (ja) * | 1988-09-27 | 1990-03-29 | Nec Corp | 割り込み制御装置 |
| JPH04249082A (ja) * | 1991-02-01 | 1992-09-04 | Yamaichi Electron Co Ltd | 多極コネクタ |
-
1982
- 1982-07-28 JP JP13186682A patent/JPH0249382B2/ja not_active Expired - Lifetime
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS61560A (ja) * | 1984-06-12 | 1986-01-06 | Nippon Steel Corp | 溶接継手部靭性に優れた鋼 |
| JPH0290235A (ja) * | 1988-09-27 | 1990-03-29 | Nec Corp | 割り込み制御装置 |
| JPH04249082A (ja) * | 1991-02-01 | 1992-09-04 | Yamaichi Electron Co Ltd | 多極コネクタ |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0249382B2 (ja) | 1990-10-30 |
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