JPS5947323A - 溶接部靭性および脆性破壊伝播停止特性の優れた高張力鋼の製造法 - Google Patents
溶接部靭性および脆性破壊伝播停止特性の優れた高張力鋼の製造法Info
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- JPS5947323A JPS5947323A JP15679682A JP15679682A JPS5947323A JP S5947323 A JPS5947323 A JP S5947323A JP 15679682 A JP15679682 A JP 15679682A JP 15679682 A JP15679682 A JP 15679682A JP S5947323 A JPS5947323 A JP S5947323A
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- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment
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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】
本発明は母材においては脆性（、ｒ、ｌけＣ，Ｘ伝１「
１７停止１−！−１テ性にすぐれ、また溶接部において
＆Ｊ： Ｉ＋！抗性抗性破壊発性特性ぐれた高張力鋼の
製造法＆Ｕかかわるものである。
１７停止１−！−１テ性にすぐれ、また溶接部において
＆Ｊ： Ｉ＋！抗性抗性破壊発性特性ぐれた高張力鋼の
製造法＆Ｕかかわるものである。
ＬＰＧ ＋ ＬＮＧ 等のエネルギー源を貯蔵する低温
容器用で［−・９材や寒冷曲で使用に供せられるう・ｆ
ン・ぐイブ用：１４ ＡＡｉ’こけ、その構造物として
の安全性を確保するために脆性破壊伝播停止特性に関す
る高いＩ）性値が必要とされている。匝１月の使用され
るＪＳ（境が厳しくなるにつれて、より高い靭性値が必
要となる傾向は今後捷ず１す強くなるであイ）う。この
ような趨勢に対処するために、鋼に合金元素、特にＮｉ
を添加したり、”また熱間圧延方法あるいは熱処哩方法
に工夫をこらしているのが実状である。
容器用で［−・９材や寒冷曲で使用に供せられるう・ｆ
ン・ぐイブ用：１４ ＡＡｉ’こけ、その構造物として
の安全性を確保するために脆性破壊伝播停止特性に関す
る高いＩ）性値が必要とされている。匝１月の使用され
るＪＳ（境が厳しくなるにつれて、より高い靭性値が必
要となる傾向は今後捷ず１す強くなるであイ）う。この
ような趨勢に対処するために、鋼に合金元素、特にＮｉ
を添加したり、”また熱間圧延方法あるいは熱処哩方法
に工夫をこらしているのが実状である。
ところで一般に川（１り遺物、とりわけ大７，６普ｒ′
Ｉ４構造物では主要部利は主として溶接によって製作さ
れ、これらの構造物で１１危性破壊の発生のおそれがあ
るとすれば、それは殆んどの場合溶接ｌＸ１５であり、
しだがって＋ｔ％い溶接部靭性（脆性破壊発生に対する
↓１（抗）を桐材に付与することは重要である。大型、
、１１１＋、１７７造物の安全性、すなわち脆性破壊に
よる崩壊のＩ（ｂ市を２枚図するならけ、浴接部におい
ては主として１６ｚ、性破壊ざ［１生に対する抵抗、す
なわち溶接部靭性にすぐれ、丼た母、（Ａにおいてυ；
１、−たひ発生しだ脆性亀裂の伝播を阻止する性１止、
ず々わち、１Ｉ６１：性破壇伝播停止特性にすぐれた４
・：（４を曲用に供することがＪＩｆ安である。し７か
［７なが゛ら、イ「ｌ−来］支ト１；工においては両！
［口、性を高い木葉てＪＪ、、 １１１１１ ｌ−ｙ
、かつ入；バ団用を可能ならしめる程＋＋Ｃの＋ｉ（，
４１ｊ’ｉコストで↓・」造するには困難が太きかった
。プことえｌ；ｌ’、Ｎｌ添加によって脆性破壊伝播停
止特性を向上さ＋Ｊ、 （ｔｉるものの、Ｎｉ添加二肌
の増加と共に溶接部の７．壺高１便さけ高くなり、溶接
部の靭性、竹に脆性（・皮壊５１・５生の指（巳ツであ
る限界ＣＯＤか低下することが知らｔｌ−こいる（５失
と′：ｉ。
Ｉ４構造物では主要部利は主として溶接によって製作さ
れ、これらの構造物で１１危性破壊の発生のおそれがあ
るとすれば、それは殆んどの場合溶接ｌＸ１５であり、
しだがって＋ｔ％い溶接部靭性（脆性破壊発生に対する
↓１（抗）を桐材に付与することは重要である。大型、
、１１１＋、１７７造物の安全性、すなわち脆性破壊に
よる崩壊のＩ（ｂ市を２枚図するならけ、浴接部におい
ては主として１６ｚ、性破壊ざ［１生に対する抵抗、す
なわち溶接部靭性にすぐれ、丼た母、（Ａにおいてυ；
１、−たひ発生しだ脆性亀裂の伝播を阻止する性１止、
ず々わち、１Ｉ６１：性破壇伝播停止特性にすぐれた４
・：（４を曲用に供することがＪＩｆ安である。し７か
［７なが゛ら、イ「ｌ−来］支ト１；工においては両！
［口、性を高い木葉てＪＪ、、 １１１１１ ｌ−ｙ
、かつ入；バ団用を可能ならしめる程＋＋Ｃの＋ｉ（，
４１ｊ’ｉコストで↓・」造するには困難が太きかった
。プことえｌ；ｌ’、Ｎｌ添加によって脆性破壊伝播停
止特性を向上さ＋Ｊ、 （ｔｉるものの、Ｎｉ添加二肌
の増加と共に溶接部の７．壺高１便さけ高くなり、溶接
部の靭性、竹に脆性（・皮壊５１・５生の指（巳ツであ
る限界ＣＯＤか低下することが知らｔｌ−こいる（５失
と′：ｉ。
６８（１９８２） ８６２９ 、し１２）。
かかる実状を踏えて本発明者らは１、′ｆ１１月のＩｉ
’Ａ性破端伝播現象について従来の常−＆とｔＪ、全く
異なる現実を発見し、１１１細な冶金的検１；・１を加
えることによって溶接部に粋いてはＣＯＤ １ｌｉ−に
、しって特徴イ・１けられる脆性破壊発生特性、母相に
おい−では脆性１σν壊伝播停止特性の優れた高張カル
ｉｊの７！ ；；”を法を発明するに到ったものである
。
’Ａ性破端伝播現象について従来の常−＆とｔＪ、全く
異なる現実を発見し、１１１細な冶金的検１；・１を加
えることによって溶接部に粋いてはＣＯＤ １ｌｉ−に
、しって特徴イ・１けられる脆性破壊発生特性、母相に
おい−では脆性１σν壊伝播停止特性の優れた高張カル
ｉｊの７！ ；；”を法を発明するに到ったものである
。
以下に本発明の計器ｊを記述するが初めに成分μｍえ定
の理由を述べる。
の理由を述べる。
Ｃはテ５ｌｐｉ材の所要強度を確保するためには不可欠
な元素であって、０．０２％未満では強度不足となり、
また０１５チを越えると、溶接部靭性が低下するので添
加晴を０．０２％以上０．１．５ ’１以下に限定した
。
な元素であって、０．０２％未満では強度不足となり、
また０１５チを越えると、溶接部靭性が低下するので添
加晴を０．０２％以上０．１．５ ’１以下に限定した
。
Ｓｉは溶鋼中の脱酸を促進し、しかも固溶体強化による
強厚−Ｆ昇の効果を期待できる元素であるので０．０１
％以上添加するが、溶接部にしばしば高炭素マルテンサ
イトを発生させ、溶接部靭性を劣化させる傾向が大きい
ので０．３係を上限とした。
強厚−Ｆ昇の効果を期待できる元素であるので０．０１
％以上添加するが、溶接部にしばしば高炭素マルテンサ
イトを発生させ、溶接部靭性を劣化させる傾向が大きい
ので０．３係を上限とした。
Ｍｎ Ｉｔ：を母４４の低温靭性を改善させる元素とし
て有効であるので下限は０．５％としだが、過４１．に
添加するとＹり４接部の硬度を上昇させ冷間割れ性を増
大させ、゛まだ溶接部靭性の低下も招来するので、この
発明では２，０チを上限にした。
て有効であるので下限は０．５％としだが、過４１．に
添加するとＹり４接部の硬度を上昇させ冷間割れ性を増
大させ、゛まだ溶接部靭性の低下も招来するので、この
発明では２，０チを上限にした。
Ａｔは巨く知られているように強力な脱酸剤であり、壕
だ結晶粒の微細化にも効果的に機能するので、基本成分
の一独として不可欠な元素であるが、＋ｌ晶Ｒ：に添加
すると材Ｊｊ、に有害であるアルミナクラスターを形成
するため上限として０１チを設定した。
だ結晶粒の微細化にも効果的に機能するので、基本成分
の一独として不可欠な元素であるが、＋ｌ晶Ｒ：に添加
すると材Ｊｊ、に有害であるアルミナクラスターを形成
するため上限として０１チを設定した。
本発明においては適ｈ１の１゛ｌおよびＮの添加は必須
である。ＴｉおよびＮは鋼イ」中でＴｉＮ化合物を１１
ａ威し、適当に分散したＴ １Ｎ１ｆ１ｉｌｌ吻Ｑ；１
、オーステナイト結晶粒の粗大化抑制の機能を有するか
らである。
である。ＴｉおよびＮは鋼イ」中でＴｉＮ化合物を１１
ａ威し、適当に分散したＴ １Ｎ１ｆ１ｉｌｌ吻Ｑ；１
、オーステナイト結晶粒の粗大化抑制の機能を有するか
らである。
添加Ｔｉｔｉ、が０００５％未満ではこの効果を１ｌＪ
ｊ侍しに＜＜、まだ０．０３０チを超過すると、オース
テナイト結晶粒粗大化防止に無効であるのみなら」゛、
材質、特に溶接部靭性に有害であるような和犬な’ｒｉ
Ｎ化合物生成の傾向が顕層になるので、０．０３０ ％
を上限とした。
ｊ侍しに＜＜、まだ０．０３０チを超過すると、オース
テナイト結晶粒粗大化防止に無効であるのみなら」゛、
材質、特に溶接部靭性に有害であるような和犬な’ｒｉ
Ｎ化合物生成の傾向が顕層になるので、０．０３０ ％
を上限とした。
添加する趣旨から明らかなようにＮ ＆、ｌ ＴｉＮを
形成するに必要かつ十分な：１１に制御することが必要
であるが製鋼作業におけるバラツギも考ｒ、ｌｋ、、
ｌ〜で添加ａ・１≧囲を（０，２〜（’１．５）ＸＴｉ
係とした。
形成するに必要かつ十分な：１１に制御することが必要
であるが製鋼作業におけるバラツギも考ｒ、ｌｋ、、
ｌ〜で添加ａ・１≧囲を（０，２〜（’１．５）ＸＴｉ
係とした。
■は通常は析出強化元素として活用されるが、本発明の
趣旨ではむしろｑ、＋’ｐ、人性向」二の物点から必甥
でろれは添加する。過量添加ｄＸ母旧の脆性破壊伝播停
止特性および溶接部ｒ＆、ｌ １（Ｉを劣化するので０
２％以下に制限した。
趣旨ではむしろｑ、＋’ｐ、人性向」二の物点から必甥
でろれは添加する。過量添加ｄＸ母旧の脆性破壊伝播停
止特性および溶接部ｒ＆、ｌ １（Ｉを劣化するので０
２％以下に制限した。
Ｎｈは熱間圧延時のオーステナイト結晶粒の微細化に有
効であるが、溶接熱影響部を硬化させ結果的には靭性劣
化を惹起するので、０．０８％以下の添加ｈ１に制限し
た。
効であるが、溶接熱影響部を硬化させ結果的には靭性劣
化を惹起するので、０．０８％以下の添加ｈ１に制限し
た。
Ｃｒ 、 Ｍｏはいずれも焼入性および母相の強化の観
点では適当畦の使用は有効であるが、焼入性向上機能は
また溶接部を著しく硬化さゼるので、Ｃｒについては１
．０係、ＭＯについては０，５φを峰の上限とした。
点では適当畦の使用は有効であるが、焼入性向上機能は
また溶接部を著しく硬化さゼるので、Ｃｒについては１
．０係、ＭＯについては０，５φを峰の上限とした。
Ｎｉは母材の脆性破壊伝播停止特性を著しく向上させる
元素として知られているが、前記したように、（合接部
の硬度上昇をもたらし、浴接部靭性を低下させること、
およ０・本発明の趣旨から添加する場合であっても高々
１．５％とした。
元素として知られているが、前記したように、（合接部
の硬度上昇をもたらし、浴接部靭性を低下させること、
およ０・本発明の趣旨から添加する場合であっても高々
１．５％とした。
Ｃｕは固浴体強化元素として必リンとあれは添加するこ
とかり能であるが過ｈ１添加は切材、浴接部靭性の劣化
、壕だ熱間脆性の誘発の恐れがあり０．５係以下に制限
した。
とかり能であるが過ｈ１添加は切材、浴接部靭性の劣化
、壕だ熱間脆性の誘発の恐れがあり０．５係以下に制限
した。
＋Ｊ、」−の各元素の個々の添加厩の他に本発明にお本
発明では炭素当Ｉｆと呼ぶ）のイ１１１が０４（）％以
下になることを必須系１′１・とじてい乙。１４ｒ（＄
ｉ、当＋’４が０４０％を超えると、溶接部の１・Ｕ’
−１１５、’！１に：’（：国人ヒ゛ｊ〜が土中ｖ的小
さい場合の硬度が著し、〈高くなり、／ｒ１１及部＋ｌ
！Ｖｊ性、とりわけ脆性破壊発生１１１１件の指標であ
る限界ＣＯＤ値の低下がよりｉ〕１’ｊ沓にｈ゛る電乃
で十限’ｉｆｆ （！−，ｌ。
発明では炭素当Ｉｆと呼ぶ）のイ１１１が０４（）％以
下になることを必須系１′１・とじてい乙。１４ｒ（＄
ｉ、当＋’４が０４０％を超えると、溶接部の１・Ｕ’
−１１５、’！１に：’（：国人ヒ゛ｊ〜が土中ｖ的小
さい場合の硬度が著し、〈高くなり、／ｒ１１及部＋ｌ
！Ｖｊ性、とりわけ脆性破壊発生１１１１件の指標であ
る限界ＣＯＤ値の低下がよりｉ〕１’ｊ沓にｈ゛る電乃
で十限’ｉｆｆ （！−，ｌ。
て０．４０％を設定した。
次に製造条件の限定理由について、１已述する。
熱間圧延前に堵片Ａ″だｌ？ｊ′ｒ＋・ηハをΔ帛点以
」二にｉｍ熱するのはく肖片搾んば′、中４片を仝（本
に一４〜ＩＱにオーステナイト化するた？〈）であって
、川＜・：１−後に所・〃の機械的特性値を得るには不
円欠である。加熱（５冒ｉ ＩＩ：を１１５０℃以下に
制限することによ−）て、必頃元紫として添加されてい
るＴｉおよびＮの効能と相すって圧延前のオーステナイ
ト；ｆｊ’を品粒を細粒にがっ整粒に保つことが可能で
あんとの理由により加ｊ塾温度に上限を設定した。時に
、告・れたｌ１ｌ−Ｓ： ｌ／４召４抱停止特性を１％
るには、整粒の側−スーツナイト結晶ｆ）ンを得ること
は必四争件である。本発明に該当する鋼材の化学成分は
低炭素当購であってこれはＡｒ３変帖点が相対的に高い
ことを意味する。したがって、圧舛終了後のオーステナ
イト結晶粒の細粒化全Ｒ１−るだめに９００℃以下での
圧下（１１を３０ ％以」二確保することを必須条件と
する。ただし圧延仕上温度１ｌｊＡ、ｒ３以上とし、初
析フェライトの析出を抑制しなければならない。
」二にｉｍ熱するのはく肖片搾んば′、中４片を仝（本
に一４〜ＩＱにオーステナイト化するた？〈）であって
、川＜・：１−後に所・〃の機械的特性値を得るには不
円欠である。加熱（５冒ｉ ＩＩ：を１１５０℃以下に
制限することによ−）て、必頃元紫として添加されてい
るＴｉおよびＮの効能と相すって圧延前のオーステナイ
ト；ｆｊ’を品粒を細粒にがっ整粒に保つことが可能で
あんとの理由により加ｊ塾温度に上限を設定した。時に
、告・れたｌ１ｌ−Ｓ： ｌ／４召４抱停止特性を１％
るには、整粒の側−スーツナイト結晶ｆ）ンを得ること
は必四争件である。本発明に該当する鋼材の化学成分は
低炭素当購であってこれはＡｒ３変帖点が相対的に高い
ことを意味する。したがって、圧舛終了後のオーステナ
イト結晶粒の細粒化全Ｒ１−るだめに９００℃以下での
圧下（１１を３０ ％以」二確保することを必須条件と
する。ただし圧延仕上温度１ｌｊＡ、ｒ３以上とし、初
析フェライトの析出を抑制しなければならない。
惰の含有成分１ハ：を上記の範囲に制御し、かつ炭素当
１１１を０．／１０％以下に制限することにより、当服
す（１をＡｃ３点以上１１５０℃以下に加熱した後、Ａ
ｒ３点以上で熱間圧延を施し、圧延後空気中に放冷する
ことによって得られる主たる金属組織は厚板材相当の鋼
材厚みの場合にはフェライトとパーライトの混合組織が
主体である。しかるに本発明ＶこおいてはＡｒ３点以上
で熱間圧延した後、Ａｒ３点以」二の〆＃ｉ’を度から
空冷以」二の冷却味瓜で強制的に冷却し、主たる組織を
フェライトと微細に分散したマルテンサイトの混合組織
にし、かつフェライト中に（廿倣細な析出物の析出を可
能な限り抑制することを特徴とするものである。
１１１を０．／１０％以下に制限することにより、当服
す（１をＡｃ３点以上１１５０℃以下に加熱した後、Ａ
ｒ３点以上で熱間圧延を施し、圧延後空気中に放冷する
ことによって得られる主たる金属組織は厚板材相当の鋼
材厚みの場合にはフェライトとパーライトの混合組織が
主体である。しかるに本発明ＶこおいてはＡｒ３点以上
で熱間圧延した後、Ａｒ３点以」二の〆＃ｉ’を度から
空冷以」二の冷却味瓜で強制的に冷却し、主たる組織を
フェライトと微細に分散したマルテンサイトの混合組織
にし、かつフェライト中に（廿倣細な析出物の析出を可
能な限り抑制することを特徴とするものである。
本発明者らは１ｌ岡月の１１れ性破ぐ・ｔ・伝１１１１
停＋ｔ−’ｔに性を支配する冶金因子として、従来から
・１１１られている結晶粒の微細化とＮｉの添加の他に
、ｐｉｔｌｌ目１１出物の少ないフェライトと微、ｉ４
１６）’ｆＦｊ１．シフた一Ｚルデンリ゛イトの混合組
織を生成させることによって脆性（ｄｌ而面成表面エネ
ルギーの増加をはかることができることを発見したもの
であり、このゴｌ： ニー）−４，は本函′：１．！ｌ
−Ｊのｔ、ｌ、！ 「Ｉ、ｊ゛をなすものである。１１
危＋１破」・Ｐｌをイ・′；”市させるに１．Ｌ Ｓ進
展する脆性亀裂の有する１ｌｌｈ萌エネルギーを吸収す
る必要があるが、本発明者はバトｊ（（１な実験とへ祭
を基にして、既存技術の他にさらに２．１ｌｌｌの方Ｍ
′Ｌによって、脆性破面生成表面エネルギーの増加が可
能であることを見出した。即ち、その弔−の明点は脆性
破面がフェライ）＆ｉ品粒を１１ｊ市えて断接する結晶
粒に伝播する際結晶粒界にＶ１ディアリ、ソと呼ばれる
延性破吻部分が形成されるか、そのディアリッジの塑性
変形能を一ヒゲ１芒ぜる力ｌノ５である。
停＋ｔ−’ｔに性を支配する冶金因子として、従来から
・１１１られている結晶粒の微細化とＮｉの添加の他に
、ｐｉｔｌｌ目１１出物の少ないフェライトと微、ｉ４
１６）’ｆＦｊ１．シフた一Ｚルデンリ゛イトの混合組
織を生成させることによって脆性（ｄｌ而面成表面エネ
ルギーの増加をはかることができることを発見したもの
であり、このゴｌ： ニー）−４，は本函′：１．！ｌ
−Ｊのｔ、ｌ、！ 「Ｉ、ｊ゛をなすものである。１１
危＋１破」・Ｐｌをイ・′；”市させるに１．Ｌ Ｓ進
展する脆性亀裂の有する１ｌｌｈ萌エネルギーを吸収す
る必要があるが、本発明者はバトｊ（（１な実験とへ祭
を基にして、既存技術の他にさらに２．１ｌｌｌの方Ｍ
′Ｌによって、脆性破面生成表面エネルギーの増加が可
能であることを見出した。即ち、その弔−の明点は脆性
破面がフェライ）＆ｉ品粒を１１ｊ市えて断接する結晶
粒に伝播する際結晶粒界にＶ１ディアリ、ソと呼ばれる
延性破吻部分が形成されるか、そのディアリッジの塑性
変形能を一ヒゲ１芒ぜる力ｌノ５である。
そのためには塑性変形能の大きい、フェライト結晶粒を
確保する必要がある。その１″葭も効１４′：的な方法
が用１１ξ後の急冷である。圧延後の冷却法度が空冷４
Ｊｌ！度の局舎には校内に無数の炭化物宿が析出し、あ
るいは１１）合体を形成する結果、フェライト結晶わ“
ｌのψ１１ ＋′Ｉ変形能は著しく低下する。
確保する必要がある。その１″葭も効１４′：的な方法
が用１１ξ後の急冷である。圧延後の冷却法度が空冷４
Ｊｌ！度の局舎には校内に無数の炭化物宿が析出し、あ
るいは１１）合体を形成する結果、フェライト結晶わ“
ｌのψ１１ ＋′Ｉ変形能は著しく低下する。
ｆ（ｒ１２の要点はフェライトと微細分散したマルテン
サイトによって高い加工硬化係数を得ることができ、こ
のことは塑性変形の局在化を抑制し、これはティアリッ
ジの塑性変形能を増加させる効果を有し結果的には、脆
性破面生成エネルギーの増加に寄与するものである。第
１点および第２点の技術思想は相互に独立したものであ
るが本発明の峙；へ法に従えは両方の効果を同時に活用
でき、脆性破壊伝播停止Ｉ−，特性の大幅な向上が可能
なのである。
サイトによって高い加工硬化係数を得ることができ、こ
のことは塑性変形の局在化を抑制し、これはティアリッ
ジの塑性変形能を増加させる効果を有し結果的には、脆
性破面生成エネルギーの増加に寄与するものである。第
１点および第２点の技術思想は相互に独立したものであ
るが本発明の峙；へ法に従えは両方の効果を同時に活用
でき、脆性破壊伝播停止Ｉ−，特性の大幅な向上が可能
なのである。
従来技術においては、微細分散したマルテンサイトは広
義の意味で靭性に悪影響を与えると考えられてきたが、
本発明においてｔよ、その悪影響がでない理由を断明す
る。靭性に対する、＃ｉｉ Ｋ（ｔ１分散し７たマルテ
ンサイトの悪影響は主として従来は溶接部において知ら
れた現象であり、その解析が行なわれてきた。オーステ
ナイトＩ！ｎｉ １１号１・□’ｉ、 ｙ）−Ｉ−１，
て々１５１１に冷却する腸合、主として含有する１１−
学成分によって決するマルテンザイト変態聞始霊１）Ｗ
す、−トでマルテンサイトが形成されるが、生成したマ
ルテンサイトは体積膨張をイ゛（′なうためにＰＪ４さ
しまたファライトに転位が導入される。この事実は；７
ｅ 、ｉ、ｊ旨１り電子＆７Ｑ微埠観壓によって本発明
者は０？ｒ′認し７ている。ｌ−、かるにこのような転
ｆヶが導入され／こ後もさらに急速に冷却を続けること
によりｈｌ１Ｍ中に同浴する炭素あるいは僧素くｔが心
入された転位に拡１１ダし、固着する確率Ｖよ小さく々
る。彼って牢７，１．’、ｌ、 、１；Ｊ、Ｆにオで急
冷を続けた３Ｍ１合に乾し微細分ｌ”）ｔし／辷マルテ
ンザイトが形成されるもののそれに１’４ｒ接している
Ｑｐｊ性変性能形能んだフェライト粒内に自由ノを転位
がＩＸ′Ｉｌｔ付していることが！待機である。この・
１１１だとえ微細分散したマルテンサイトが脆く、外ノ
）によって破Ｊ・（１シ２だとしても１４τ接する自由
転位の移１．ＲＩ３によって、それが脆性破壊発生のθ
スとなるグリフイスｔＩ’％んゼとして働らきにくいこ
とを、蓚、昧している。・１１実、同一成分の！ｆｌ！
１材を、本発明Ｋｒ／〔一つて剌造しだ１船台と圧延後
に空冷した場合（＋１’、１１へはフェライト・・ぐ−
ライト〜！’Ｉ ）とに卦ける、脆性破壊発生特性は殆
んど優劣の７）−はない。ＣＯＤ値について＆Ｊむしろ
本発明１′λてになる４ｉ・補材の方がやや優れてさえ
いる。この結果を帛１図に示す。他力、溶接部に生成さ
れる微＋ｔ：ｌｔｌなマルテンザイトｉｉマルテンザイ
ト変縛後も徐ス″ケされることおよびマルテンサイトに
Ｕ４４１Ｗする金ｉｄ 、ｌｌＬ Ｆｙが多くの、鳴合
靭件の低い、」二部ベーナイトであって、脆弱なマルテ
ンサイトがグリフイス出、裂として作用する可能性が大
きく、結果としてシャルピー試験あるいはＣＯＤ試Ｉ倹
弯°で評価される靭性値を低下させるものと考えられる
。
義の意味で靭性に悪影響を与えると考えられてきたが、
本発明においてｔよ、その悪影響がでない理由を断明す
る。靭性に対する、＃ｉｉ Ｋ（ｔ１分散し７たマルテ
ンサイトの悪影響は主として従来は溶接部において知ら
れた現象であり、その解析が行なわれてきた。オーステ
ナイトＩ！ｎｉ １１号１・□’ｉ、 ｙ）−Ｉ−１，
て々１５１１に冷却する腸合、主として含有する１１−
学成分によって決するマルテンザイト変態聞始霊１）Ｗ
す、−トでマルテンサイトが形成されるが、生成したマ
ルテンサイトは体積膨張をイ゛（′なうためにＰＪ４さ
しまたファライトに転位が導入される。この事実は；７
ｅ 、ｉ、ｊ旨１り電子＆７Ｑ微埠観壓によって本発明
者は０？ｒ′認し７ている。ｌ−、かるにこのような転
ｆヶが導入され／こ後もさらに急速に冷却を続けること
によりｈｌ１Ｍ中に同浴する炭素あるいは僧素くｔが心
入された転位に拡１１ダし、固着する確率Ｖよ小さく々
る。彼って牢７，１．’、ｌ、 、１；Ｊ、Ｆにオで急
冷を続けた３Ｍ１合に乾し微細分ｌ”）ｔし／辷マルテ
ンザイトが形成されるもののそれに１’４ｒ接している
Ｑｐｊ性変性能形能んだフェライト粒内に自由ノを転位
がＩＸ′Ｉｌｔ付していることが！待機である。この・
１１１だとえ微細分散したマルテンサイトが脆く、外ノ
）によって破Ｊ・（１シ２だとしても１４τ接する自由
転位の移１．ＲＩ３によって、それが脆性破壊発生のθ
スとなるグリフイスｔＩ’％んゼとして働らきにくいこ
とを、蓚、昧している。・１１実、同一成分の！ｆｌ！
１材を、本発明Ｋｒ／〔一つて剌造しだ１船台と圧延後
に空冷した場合（＋１’、１１へはフェライト・・ぐ−
ライト〜！’Ｉ ）とに卦ける、脆性破壊発生特性は殆
んど優劣の７）−はない。ＣＯＤ値について＆Ｊむしろ
本発明１′λてになる４ｉ・補材の方がやや優れてさえ
いる。この結果を帛１図に示す。他力、溶接部に生成さ
れる微＋ｔ：ｌｔｌなマルテンザイトｉｉマルテンザイ
ト変縛後も徐ス″ケされることおよびマルテンサイトに
Ｕ４４１Ｗする金ｉｄ 、ｌｌＬ Ｆｙが多くの、鳴合
靭件の低い、」二部ベーナイトであって、脆弱なマルテ
ンサイトがグリフイス出、裂として作用する可能性が大
きく、結果としてシャルピー試験あるいはＣＯＤ試Ｉ倹
弯°で評価される靭性値を低下させるものと考えられる
。
以上性ｉ（！１に述べてきた本発明の技術界（ｊｌに基
すき・）１々造した剣例の母４１０脆性破壊伝１番停止
特性および（誓１）′：部をシミュレートしたン餐４゛
路内Ｊ′Ｍ、熱ザイクルをが口した出合の１１１；λ性
破」賢之発生’ｔ’ｉｒ性を従来法との比較において１
毛１喪に示す。脆性破壊伝播停止時性は１ｒ４ｆ ｇ型
のＤＷＴＴ （Ｄｒｏｐ Ｗｅｉｇｈｔ Ｔｅａｒ Ｔ
ｅ５ｔ ）を使用し、試＋１．４片（Ｊｊｌ而が脆性破
面率５０チを示す温度をその（旨−とした。試陥片形状
は厚み１４１１Ｉ＋ＩＸ長さ１８０ｍｍ、幅４５爺であ
り、１′１′さ５ ＋ｎｍのノッグ一部は脆性破胞発生
を容易１／（：Ｌ、、かつｊｆｌｌ破而をＭ面するだめ
、局所的に脆化プ」イーでいる。溶ｊアｊ％におりる脆
性破壊発生！ｈ性（’ｊ、’ Ｂ Ｓ ！’ｉ ７６２
にイ（，１・１ρししたＣＯＤ小ｔ７験によって劇！価
した。’ｊ ｆｒ、 ｔｌ’＋ ０：出１ｐ（、燻−ナ
イクルを施しだ噴材のヴイッカース１ｌｉｌｊ黒を荷Ｅ
Ｉ＋、’、 ２０ ｋｑで測定した。
すき・）１々造した剣例の母４１０脆性破壊伝１番停止
特性および（誓１）′：部をシミュレートしたン餐４゛
路内Ｊ′Ｍ、熱ザイクルをが口した出合の１１１；λ性
破」賢之発生’ｔ’ｉｒ性を従来法との比較において１
毛１喪に示す。脆性破壊伝播停止時性は１ｒ４ｆ ｇ型
のＤＷＴＴ （Ｄｒｏｐ Ｗｅｉｇｈｔ Ｔｅａｒ Ｔ
ｅ５ｔ ）を使用し、試＋１．４片（Ｊｊｌ而が脆性破
面率５０チを示す温度をその（旨−とした。試陥片形状
は厚み１４１１Ｉ＋ＩＸ長さ１８０ｍｍ、幅４５爺であ
り、１′１′さ５ ＋ｎｍのノッグ一部は脆性破胞発生
を容易１／（：Ｌ、、かつｊｆｌｌ破而をＭ面するだめ
、局所的に脆化プ」イーでいる。溶ｊアｊ％におりる脆
性破壊発生！ｈ性（’ｊ、’ Ｂ Ｓ ！’ｉ ７６２
にイ（，１・１ρししたＣＯＤ小ｔ７験によって劇！価
した。’ｊ ｆｒ、 ｔｌ’＋ ０：出１ｐ（、燻−ナ
イクルを施しだ噴材のヴイッカース１ｌｉｌｊ黒を荷Ｅ
Ｉ＋、’、 ２０ ｋｑで測定した。
第１萩から明らかなように、本発明による′ｉ’ｌＹｔ
：Ｉ−１；１は２％Ｎｉ含有鋼と６１に同勢の！１ぐ
・、１′目ｊｌｌｆ ｊ史伝ｌｉｔ？停止特１生を有し
、溶接部についてはそのＩＩ【Ｑ ｌ現は倶く、また／
？′７接部靭性の指標である限界ＣＯＤ ＆；Ｉ、はる
かにされていることが明らかである。ｌｒｒ ４ｇ′部
の硬１１１か低いことは溶接冷間割れイウ・るいＱＪ、
心１）；部の応カイ１ｉｊｉ化物１１ｇ食割れ特性にも
ｉ、ｔ：ｒれているとｒ１′乏よう。
：Ｉ−１；１は２％Ｎｉ含有鋼と６１に同勢の！１ぐ
・、１′目ｊｌｌｆ ｊ史伝ｌｉｔ？停止特１生を有し
、溶接部についてはそのＩＩ【Ｑ ｌ現は倶く、また／
？′７接部靭性の指標である限界ＣＯＤ ＆；Ｉ、はる
かにされていることが明らかである。ｌｒｒ ４ｇ′部
の硬１１１か低いことは溶接冷間割れイウ・るいＱＪ、
心１）；部の応カイ１ｉｊｉ化物１１ｇ食割れ特性にも
ｉ、ｔ：ｒれているとｒ１′乏よう。
なお本発明は主として脆性破り伝＋１１９停止特性につ
いて記１１ｉしてきたが、母材のＩＬＩＬ性値が大きい
ことＱ」、主としてガスラインノクイゾで問題となる不
安定ｊｄ性被破壊抑制にも有効に機能にするものである
。不安定延性破壊とＤｗＴＴでの吸収エネルギーには相
関のあることが知られているか、本発明法によろく？４
利の方が従来法によるそれより高い吸収エネルギーを示
しているからである。
いて記１１ｉしてきたが、母材のＩＬＩＬ性値が大きい
ことＱ」、主としてガスラインノクイゾで問題となる不
安定ｊｄ性被破壊抑制にも有効に機能にするものである
。不安定延性破壊とＤｗＴＴでの吸収エネルギーには相
関のあることが知られているか、本発明法によろく？４
利の方が従来法によるそれより高い吸収エネルギーを示
しているからである。
本発明においては浴接部については脆性破壊発生！ｔｌ
Ｉ性を・主たる対象にしているが浴接法あるいはその後
の−７へ処鯉に工夫をこらして浴接部における１Ｆｌｉ
性１伎」自伝１８ｉ停＋１：！ｌ、”１件の向上に本発
明の技術思想を活用−１′ることも可能である。
Ｉ性を・主たる対象にしているが浴接法あるいはその後
の−７へ処鯉に工夫をこらして浴接部における１Ｆｌｉ
性１伎」自伝１８ｉ停＋１：！ｌ、”１件の向上に本発
明の技術思想を活用−１′ることも可能である。
以」二記！、１≦した事実は主として・・」４板につい
てであったが、本発明の要件を満足していれば、静輔オ
のフ杉状、寸法については何等制約を与えるものではな
い。
てであったが、本発明の要件を満足していれば、静輔オ
のフ杉状、寸法については何等制約を与えるものではな
い。
４、 図ｉ＋−＋ｉ ノｌｉ！’ｉ ’Ｆ−な説明’Ｊ
’ｒ ］し１は本発明による調料の脆性被験発生を従来
法によって製造したＣ；・４材のそれと比較した図であ
る。区１において○印はｖＴｒｓ （ン−＼、）し・ビ
ー、１＆□・ｉｆ！ｉ ＶＬおける５０係破面遷移温黒
−）、Ｃ゛１叩は１゛δｏ、２（Ｃｏｔ）試）険におい
て限界ＣＯＤが０．２ ｍｍ １．□■で示す岬Ｖ’
ｂ：Ｎ ｌ！＋−６ＣＯＤ試験はＩｔｓ ５７６２ Ｆ
、 ｒｌ／’ｊノ＋、１． ） テあ／、。
’ｒ ］し１は本発明による調料の脆性被験発生を従来
法によって製造したＣ；・４材のそれと比較した図であ
る。区１において○印はｖＴｒｓ （ン−＼、）し・ビ
ー、１＆□・ｉｆ！ｉ ＶＬおける５０係破面遷移温黒
−）、Ｃ゛１叩は１゛δｏ、２（Ｃｏｔ）試）険におい
て限界ＣＯＤが０．２ ｍｍ １．□■で示す岬Ｖ’
ｂ：Ｎ ｌ！＋−６ＣＯＤ試験はＩｔｓ ５７６２ Ｆ
、 ｒｌ／’ｊノ＋、１． ） テあ／、。
Claims (2)
- （１）市冨チでＣ：０．０２〜０．１５％、Ｓｉ：０．
０１〜０、；３％、Ｍｎ ： ０．５〜２．０ ％、Ａ
７：０．０１〜０１％、Ｔｉ ： ０．００５〜００３
０チ、Ｎ：（０，２〜０．５ ） ＸＴｉｆＪを含有し
、残部Ｆｅおよび不純物から成る鋼鋳片または画片をＡ
ｃ３点以上１１５０℃以下に加熱した後、９００℃以下
Ａ ｒ ３点以上の温度域におりる川下率が３０係以上
となる熱間圧延を施した後、Ａｒ３点以」二から空冷よ
り速い冷却速度でかっＡｒ５点以下での主／ζる金属組
織が析出物含有量の少ないフェライトと微細分散しだマ
ルテンサイトとなる冷却速度で冷却することを特徴とす
る浴接部靭性および脆性破１？、伝播停止！１！ｆ性の
優れた高張力鋼の製造法。 - （２）屯：Ａ％でＣ：０．０２〜０．１５係、Ｓｊ：０
．０１〜０３％、Ｍｎ ： ０．５〜２．０ ％、Ａ７
： ０．０１〜０．１％、Ｔｉ ： ０．００５〜
０．（１３０％、Ｎ ：（０，２〜Ｉ）５） Ｘ Ｔｉ
’％を含有し、さらにＶ：０．２％以下 、 Ｎｂ
： ｏ、ｏ ８％以下、Ｃｒ ： １．０ ％ 、’Ｊ
、下、Ｍｏ：０．！’ｉ％以下、Ｃｕ ： ０．５％以
下、Ｎｉ：１．５％以下の一４１′ｉｌ斗だは二ＡΦ以
上をように含有し残部Ｆｅおよび不純物から成る（融′
ｌ、ｉ Ｊ−１゜または鋼片をｋｃ５点以上１１５０
’Ｃ以下に加熱した後、９００℃以下Ａｒ３点以十のｆ
ｌＩｉａｔ １隻域における川下率が３０％以上となる
熱間圧９１１．をＭｔｉ した後、Ａｒ３点以下からへ
！冷より速い冷却・ｊｔｉ度でかつＡｒ３点以下での主
メヒる金属組織が析出物含有（・）の少ないフェライト
と微細分散したマルテンサイトとなる冷却速度で冷却す
ることを！ｒ！ｌ：徴とする＋′Ｈ？ 、１茫部靭件お
よび脆性被塑伝播停止に特１ツ１−の供Ｊ１／仁面張力
鋼の製造法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP15679682A JPS5947323A (ja) | 1982-09-10 | 1982-09-10 | 溶接部靭性および脆性破壊伝播停止特性の優れた高張力鋼の製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP15679682A JPS5947323A (ja) | 1982-09-10 | 1982-09-10 | 溶接部靭性および脆性破壊伝播停止特性の優れた高張力鋼の製造法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS5947323A true JPS5947323A (ja) | 1984-03-17 |
| JPS621456B2 JPS621456B2 (ja) | 1987-01-13 |
Family
ID=15635495
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP15679682A Granted JPS5947323A (ja) | 1982-09-10 | 1982-09-10 | 溶接部靭性および脆性破壊伝播停止特性の優れた高張力鋼の製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS5947323A (ja) |
Cited By (9)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6425916A (en) * | 1987-07-21 | 1989-01-27 | Nippon Steel Corp | Manufacture of high-strength steel for electric resistance welded tube excellent in toughness at low temperature |
| JPH02217416A (ja) * | 1988-11-08 | 1990-08-30 | Nippon Steel Corp | アレスト特性に優れた鋼材の製造方法 |
| JP2002361312A (ja) * | 2001-06-13 | 2002-12-17 | Kawasaki Steel Corp | 厚肉高張力熱延鋼帯の冷却方法 |
| WO2007119878A1 (ja) | 2006-04-13 | 2007-10-25 | Nippon Steel Corporation | アレスト性に優れた高強度厚鋼板 |
| WO2008108333A1 (ja) | 2007-03-05 | 2008-09-12 | Nippon Steel Corporation | 厚手高強度鋼板およびその製造方法 |
| EP1717331A4 (en) * | 2004-02-19 | 2009-09-23 | Nippon Steel Corp | STEEL PLATE OR STEEL TUBE WITH REDUCED BAUSHINGER EFFECT AND MANUFACTURING METHOD THEREFOR |
| JP2014062333A (ja) * | 2006-10-06 | 2014-04-10 | Exxonmobil Upstram Research Company | 優れた歪みエージング抵抗を有する低降伏比二相組織鋼ラインパイプ |
| KR20150057998A (ko) | 2013-11-19 | 2015-05-28 | 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 | 강판 |
| KR20160075927A (ko) | 2014-12-19 | 2016-06-30 | 주식회사 포스코 | 두께 중심부 강도 및 인성이 우수한 강재 및 이의 제조방법 |
-
1982
- 1982-09-10 JP JP15679682A patent/JPS5947323A/ja active Granted
Cited By (11)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6425916A (en) * | 1987-07-21 | 1989-01-27 | Nippon Steel Corp | Manufacture of high-strength steel for electric resistance welded tube excellent in toughness at low temperature |
| JPH02217416A (ja) * | 1988-11-08 | 1990-08-30 | Nippon Steel Corp | アレスト特性に優れた鋼材の製造方法 |
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| EP1717331A4 (en) * | 2004-02-19 | 2009-09-23 | Nippon Steel Corp | STEEL PLATE OR STEEL TUBE WITH REDUCED BAUSHINGER EFFECT AND MANUFACTURING METHOD THEREFOR |
| US8815024B2 (en) | 2004-02-19 | 2014-08-26 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Steel plate or steel pipe with small occurrence of Bauschinger effect and methods of production of same |
| WO2007119878A1 (ja) | 2006-04-13 | 2007-10-25 | Nippon Steel Corporation | アレスト性に優れた高強度厚鋼板 |
| US7914629B2 (en) | 2006-04-13 | 2011-03-29 | Nippon Steel Corporation | High strength thick steel plate superior in crack arrestability |
| JP2014062333A (ja) * | 2006-10-06 | 2014-04-10 | Exxonmobil Upstram Research Company | 優れた歪みエージング抵抗を有する低降伏比二相組織鋼ラインパイプ |
| WO2008108333A1 (ja) | 2007-03-05 | 2008-09-12 | Nippon Steel Corporation | 厚手高強度鋼板およびその製造方法 |
| KR20150057998A (ko) | 2013-11-19 | 2015-05-28 | 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 | 강판 |
| KR20160075927A (ko) | 2014-12-19 | 2016-06-30 | 주식회사 포스코 | 두께 중심부 강도 및 인성이 우수한 강재 및 이의 제조방법 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS621456B2 (ja) | 1987-01-13 |
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