JPS61235534A - 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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- JPS61235534A JPS61235534A JP7478685A JP7478685A JPS61235534A JP S61235534 A JPS61235534 A JP S61235534A JP 7478685 A JP7478685 A JP 7478685A JP 7478685 A JP7478685 A JP 7478685A JP S61235534 A JPS61235534 A JP S61235534A
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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】
（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
破壊が生じ九場合の脆性き裂伝播停止特性におよばず冶
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。
破壊が生じ九場合の脆性き裂伝播停止特性におよばず冶
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ｈｃｓ以上の温度を保つ必要がめシ低温加
熱による細粒化には限界がある。
かる必要からｈｃｓ以上の温度を保つ必要がめシ低温加
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。ま皮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。ま皮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
、マリテンサイド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
、マリテンサイド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友め脆性き裂伝播停止特性に
も限界がある。ま皮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・加熱を繰シ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
界があシ脆性き裂伝播停止特注の向上にも限界があるば
かシでなく、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友め脆性き裂伝播停止特性に
も限界がある。ま皮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・加熱を繰シ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
界があシ脆性き裂伝播停止特注の向上にも限界があるば
かシでなく、このような工程は経済的に大きな負担とな
る。
（問題点を解決する几めの手段）
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皮厚鋼板およびその製造方
法でアシその要旨とするところは次の通シである。
脆性き裂伝播停止特性の優れ皮厚鋼板およびその製造方
法でアシその要旨とするところは次の通シである。
＋ｉｌ 重量僑で
Ｃ０，０１〜０．３０チ。
Ｍｎ２．０係以下。
ｓｔｏ、ｓ悌以下−
ｋｔＯ，１チ以下。
ＮＯ，００１〜０．０１チ
残部がＦｅ及び不可避的不純物
よりなシ、厚鋼板両表面より板厚中心方向に板厚のし７
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チ以上存在するこ
とを−特徴とする脆性き裂伝播停止特性の優れた厚鋼板
。
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チ以上存在するこ
とを−特徴とする脆性き裂伝播停止特性の優れた厚鋼板
。
、−ノ 重量係で
Ｃ０，０１〜０．３０係。
Ｍｎ ２．０憾以下。
８１０．５係以下。
Ａｔ０．１憾以下。
ＮＯ，ＯＯ１〜０．０１ 係 。
更に、
Ｂ Ｏ，０００５〜０．００１５ ％ 。
ＣｕＯ，９係以下。
Ｎｉ１．０係以下。
Ｃｒ０．５係以下。
Ｍｏ ０．５ ％以下の１種ま九は２種以上を含み、残
部がＦ・および不可避的不純物 よりなυ、厚鋼板両表面より板厚中心方向に板厚の１７
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チ以上存在するこ
とｆｔ特徴とする脆性き裂伝播停止特性の優れた厚鋼板
。
部がＦ・および不可避的不純物 よりなυ、厚鋼板両表面より板厚中心方向に板厚の１７
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チ以上存在するこ
とｆｔ特徴とする脆性き裂伝播停止特性の優れた厚鋼板
。
１１．・ 重量％で
Ｃ０，０１〜０．３０係。
Ｍｎ ２．０ ｆｂ以下。
Ｓｉ０．５チ以下。
ＡｔＯ，１チ以下。
ＮＯ，００１〜０．Ｏｌチ
又は更に
Ｂｏ、０００５〜０．００１５係
Ｃｕ０．９慢以下。
Ｎｉ１．０係以下。
Ｃｒ０．５幅以下。
Ｍｏ ０．５４以下。
の１種ま九は２種以下を含み。
残部がＦ・および不可避的不純物よりなる連続鋳造鋳片
をＡＣ３以上に加熱し九後、 あるいは連続鋳造１まで、該鋳片の両表面より鋳片厚中
心方向に鋳片厚のし７８以上がＡｒ、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７８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ｔたは圧延終了後鋳片厚全域にわ
′ｆｃシＡｃｓ’ｊ越える温度まで復熱させること全特
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。
をＡＣ３以上に加熱し九後、 あるいは連続鋳造１まで、該鋳片の両表面より鋳片厚中
心方向に鋳片厚のし７８以上がＡｒ、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７８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ｔたは圧延終了後鋳片厚全域にわ
′ｆｃシＡｃｓ’ｊ越える温度まで復熱させること全特
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、ｏ、
ｏｉ係未満では所要の強度が得られにくく、また０、３
Ｃ）％ｔ−越えると溶接部の靭性が損われるため０．０
１１以上０．３０％以下に限定した。
ｏｉ係未満では所要の強度が得られにくく、また０、３
Ｃ）％ｔ−越えると溶接部の靭性が損われるため０．０
１１以上０．３０％以下に限定した。
Ｓｌは脱酸を促進しかつ強度′Ｉｉ−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ｍ接性を劣化させるので０．５１以下にとどめ
る。
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ｍ接性を劣化させるので０．５１以下にとどめ
る。
Ｍｎは低温靭ａｔ向上させる元素として有効であるので
２．０繋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。
２．０繋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。
紅は脱酸剤として有効で６Ｄ結晶粒の微細化にも有効で
あるが適量のＡｔは材質にとって有害な介在物を生成す
るので上限’ｋ ０．１ ’ｊとしｆｃ、 Ｎは
Ａｔ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は溶接部の靭性が損われるのでＯ，００１１
以上０．０１％以下に限定し友。
あるが適量のＡｔは材質にとって有害な介在物を生成す
るので上限’ｋ ０．１ ’ｊとしｆｃ、 Ｎは
Ａｔ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は溶接部の靭性が損われるのでＯ，００１１
以上０．０１％以下に限定し友。
Ｎｂ 、 Ｔ１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靭性が劣化する
のでＮｂはＯ，ＯＳ係以下、 ＴｌはＯ，Ｘ＊以下とし
た。
に有効であるが過度に添加すると溶接部靭性が劣化する
のでＮｂはＯ，ＯＳ係以下、 ＴｌはＯ，Ｘ＊以下とし
た。
なお析出硬化による強化に有効である元素ｖｌＯ，１僑
以下を本発明鋼に添加しても良い。
以下を本発明鋼に添加しても良い。
Ｃｕ ｒ Ｃｒ ＊ Ｍｏ ｒ Ｎｌ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シ本発明鋼に添
加した場合、鋼の強度を上弄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惨以下、Ｃｒ
はＯ，Ｓ＊以下、Ｍｏは０．５−以下、Ｎｉは１．０−
以下とじ九。
れ性を向上させる元素として知られておシ本発明鋼に添
加した場合、鋼の強度を上弄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惨以下、Ｃｒ
はＯ，Ｓ＊以下、Ｍｏは０．５−以下、Ｎｉは１．０−
以下とじ九。
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友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、テアリンヘゲは本質的に延性破
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。
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、テアリンヘゲは本質的に延性破
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。
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＠を含むような特
殊な方法で板厚方向全厚にわ九って微細化ｔ−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＠を含むような特
殊な方法で板厚方向全厚にわ九って微細化ｔ−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。
一層、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
結晶粒の微細化でるる。これは脆性き裂伝播時に板厚表
層部はシアリップと呼はれるｍ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九め、特に
板厚表層部の結晶粒が微細でおれば優れ＊ｍ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
結晶粒の微細化でるる。これは脆性き裂伝播時に板厚表
層部はシアリップと呼はれるｍ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九め、特に
板厚表層部の結晶粒が微細でおれば優れ＊ｍ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＠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。
冷後の加熱工＠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プである。
重量係で
Ｃ０，０１〜０．３０憾。
Ｋｎ ２． ＯＳ以下。
ｓｔｏ、ｓ憾以下。
Ａ１．０．１憾以下。
ＮＯ，００１〜０．０１係
又は更に
Ｂｏ、０００５〜０．００１５チ
Ｃｕ０．９憾以下。
Ｎｉ１．０％以下。
Ｏｒ ０．５ Ｓ以下。
Ｍｏ Ｏ，５僑以下。
０１種ま九は２種以下を含み、
残部がＦ・および不可避的不純物よりなる連続鋳造鋳片
ｔ″ＡｃｓＡｃｓ以上九後、め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７８以上
がＡｒｓ以下となるまで鋳片厚平均冷却速度が２℃／１
となるように冷却し、引１！絖き該鋳片厚方向に温度差
をつけ九まま鋳片両表面より鋳片厚中心方向に鋳片厚の
し２８以上がフェライト１相または７エライトーオース
テナイト２相状態で圧延を開始し、かつ咳圧延中または
圧延終了後鋳片厚全域にわ７１Ａｃ３ｔ−越える温度ま
で復熱させること１特徴とする脆性き裂伝播停止特性の
優れ皮厚鋼板の製造法。
ｔ″ＡｃｓＡｃｓ以上九後、め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７８以上
がＡｒｓ以下となるまで鋳片厚平均冷却速度が２℃／１
となるように冷却し、引１！絖き該鋳片厚方向に温度差
をつけ九まま鋳片両表面より鋳片厚中心方向に鋳片厚の
し２８以上がフェライト１相または７エライトーオース
テナイト２相状態で圧延を開始し、かつ咳圧延中または
圧延終了後鋳片厚全域にわ７１Ａｃ３ｔ−越える温度ま
で復熱させること１特徴とする脆性き裂伝播停止特性の
優れ皮厚鋼板の製造法。
連続鋳片を所定の厚みまで粗圧延を行い、粗圧延終了後
肢粗圧延板の両表面より板厚中心方向に板厚の７８以上
がＡｒ３以下となるまで板厚平均冷却速度が２℃／１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４項記載の脆性き裂伝播停止特性の優れた厚鋼板
の製造法。
肢粗圧延板の両表面より板厚中心方向に板厚の７８以上
がＡｒ３以下となるまで板厚平均冷却速度が２℃／１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４項記載の脆性き裂伝播停止特性の優れた厚鋼板
の製造法。
連続鋳片を特徴とする特許請求の範囲第４項及び第５項
記載の脆性き裂伝播停止特性の優れ九厚鋼板の製造法。
記載の脆性き裂伝播停止特性の優れ九厚鋼板の製造法。
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ｓｏｏ℃以下となるまで制御
冷却を行うことｔ−特徴とする、特許請求の範囲第４項
又は第５項又は第６項記載の脆性き裂伝播停止特性の優
れた厚鋼板の製造法である。
冷却速度で板厚平均温度がｓｏｏ℃以下となるまで制御
冷却を行うことｔ−特徴とする、特許請求の範囲第４項
又は第５項又は第６項記載の脆性き裂伝播停止特性の優
れた厚鋼板の製造法である。
鋳造ままの鋳片ま九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ＡＣ１３以上に加熱した
鋳片ｔたは該鋳片を所定の厚みまで粗圧延した粗圧延材
七表層部の１／白以上が人１５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ｔ−開始して圧
延途中又は圧延終了後に再度ｈａｓ以上に自然に復熱す
るよ５にする。
た粗圧延材を、あるいは鋳造後ＡＣ１３以上に加熱した
鋳片ｔたは該鋳片を所定の厚みまで粗圧延した粗圧延材
七表層部の１／白以上が人１５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ｔ−開始して圧
延途中又は圧延終了後に再度ｈａｓ以上に自然に復熱す
るよ５にする。
このような加工熱処理効果にょシ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エライトが
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エライトが
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ｐ初めて得られるものでｂシ、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九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ｐ初めて得られるものでｂシ、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九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相状態で圧延全開始した後、圧延途中または圧延終了
後に板表面の温度が再びＡＣ６以上に復熱しない場合は
、加工されたフェライトがそのｔま最終組織まで残留し
靭性を劣化させる九め板厚全域にわたって圧延途中また
は圧延終了後にＡｓｓ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相状態で圧延全開始した後、圧延途中または圧延終了
後に板表面の温度が再びＡＣ６以上に復熱しない場合は
、加工されたフェライトがそのｔま最終組織まで残留し
靭性を劣化させる九め板厚全域にわたって圧延途中また
は圧延終了後にＡｓｓ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Ａｒ
ｓ以下まで冷却され引き続きフェライトｌ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）板厚中心方向に板厚のｖ１３以上の距離にわた
る細粒化が必要である。
ｓ以下まで冷却され引き続きフェライトｌ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）板厚中心方向に板厚のｖ１３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Ａｃｓ以上に復熱し
九後は放冷しても良いが、母材の強度靭性金高める九め
引き続き４０℃／ｌ以下の冷速で５００℃以下まで強制
冷却しても良い。
九後は放冷しても良いが、母材の強度靭性金高める九め
引き続き４０℃／ｌ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）１−生じて靭
性が劣化する九め４０℃／ｓ以下とした。ま九５００℃
以上の水冷停止では強度上昇の効果が小さい丸め強制冷
却する場合は所定の強度に応じて５００℃以下まで水冷
する。
性が劣化する九め４０℃／ｓ以下とした。ま九５００℃
以上の水冷停止では強度上昇の効果が小さい丸め強制冷
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７８以上の範囲にわｆｔりて、Ｎｂ
、 Ｔｉ ｌ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５０９１以上存在し、またＮｂ 、
Ｔｌ 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チ以上存在しきわめて良好な脆性き裂伝播停
止％性金示す・ （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
た機械的性質となシ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。
厚中心方向に板厚の７８以上の範囲にわｆｔりて、Ｎｂ
、 Ｔｉ ｌ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５０９１以上存在し、またＮｂ 、
Ｔｌ 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チ以上存在しきわめて良好な脆性き裂伝播停
止％性金示す・ （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
た機械的性質となシ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九脆性き裂
伝播停止特性を有する厚鋼板全有利に製造することがで
き、優れ大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九脆性き裂
伝播停止特性を有する厚鋼板全有利に製造することがで
き、優れ大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。
Claims (7)
- （１）重量％で Ｃ０．０１〜０．３０％、 Ｍｎ２．０％以下、 Ｓｉ０．５％以下、 Ａｌ０．１％以下、 Ｎ０．００１〜０．０１％ 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以上の距離にわたつて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。 - （２）重量％で Ｃ０．０１〜０．３０％、 Ｍｎ２．０％以下、 Ｓｉ０．５％以下、 Ａｌ０．１％以下、 Ｎ０．００１〜０．０１％、 更に、Ｂ０．０００５〜０．００１５％、 Ｃｕ０．９％以下、 Ｎｉ１．０％以下、 Ｃｒ０．５％以下、 Ｍｏ０．５％以下の１種または２種以上を含み残部がＦ
ｅおよび不可避的不純物 よりなり厚鋼板両表面より板厚中心方向に板厚の１／８
以上の距離にわたつて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。 - （３）特許請求の範囲第１項または第２項記載の化学成
分にさらにＮｂ０．０５％以下、Ｔｉ０．１％以下の１
種又は２種以上を含み、 厚鋼板両表面より板厚中心方向に板厚の１／８以上の距
離にわたつて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５０％以上存在することを特徴と
する特許請求の範囲第１項又は第２項記載の脆性き裂伝
播停止特性の優れた厚鋼板。 - （４）重量％で Ｃ０．０１〜０．３０％、 Ｍｎ２．０％以下、 Ｓｉ０．５％以下、 Ａｌ０．１％以下、 Ｎ０．００１〜０．０１％ 又は更に Ｂ０．０００５〜０．００１５％、 Ｃｕ０．９％以下、 Ｎｉ１．０％以下、 Ｃｒ０．５％以下、 Ｍｏ０．５％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Ａｒ＿３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Ａｃ＿３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
。 - （５）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Ａｒ＿３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４項記載の脆性き裂伝播停止特性の優れ
た厚鋼板の製造法。 - （６）連続鋳片を鋼片とする特許請求の範囲第４項及び
第５項記載の脆性き裂伝播停止特性の優れた厚鋼板の製
造法。 - （７）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４
項又は第５項又は第６項記載の脆性き裂伝播停止特性の
優れた厚鋼板の製造法。
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| 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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| JPH064903B2 JPH064903B2 (ja) | 1994-01-19 |
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| 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 |
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| JP2008111167A (ja) * | 2006-10-31 | 2008-05-15 | Jfe Steel Kk | 脆性亀裂伝播停止特性に優れた厚鋼板およびその製造方法 |
| JP2012082525A (ja) * | 2011-12-01 | 2012-04-26 | Jfe Steel Corp | 脆性亀裂伝播停止特性に優れた厚鋼板 |
| JP2014031546A (ja) * | 2012-08-03 | 2014-02-20 | Jfe Steel Corp | 非調質低降伏比高張力厚鋼板およびその製造方法 |
| KR20150057998A (ko) | 2013-11-19 | 2015-05-28 | 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 | 강판 |
| CN109563599A (zh) * | 2016-08-08 | 2019-04-02 | 株式会社Posco | 耐脆性裂纹扩展性优异的超厚钢材及其制造方法 |
| JP2023540079A (ja) * | 2020-08-26 | 2023-09-21 | ポスコ カンパニー リミテッド | 表面部ｎｒｌ－ｄｗｔ物性に優れた極厚物構造用鋼材及びその製造方法 |
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| KR101657827B1 (ko) * | 2014-12-24 | 2016-09-20 | 주식회사 포스코 | 취성균열전파 저항성이 우수한 구조용 극후물 강재 및 그 제조방법 |
| KR101696154B1 (ko) * | 2016-07-14 | 2017-01-13 | 주식회사 포스코 | 취성균열전파 저항성이 우수한 구조용 극후물 강재 및 그 제조방법 |
| WO2019078538A1 (ko) * | 2017-10-18 | 2019-04-25 | 주식회사 포스코 | 표면품질이 우수한 저온용 고 망간강재 및 제조방법 |
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| KR102237486B1 (ko) * | 2019-10-01 | 2021-04-08 | 주식회사 포스코 | 중심부 극저온 변형시효충격인성이 우수한 고강도 극후물 강재 및 그 제조방법 |
Citations (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5819432A (ja) * | 1981-07-24 | 1983-02-04 | Nippon Steel Corp | 脆性亀裂伝播停止特性の優れたラインパイプ用鋼の製造方法 |
-
1985
- 1985-04-09 JP JP60074786A patent/JPH064903B2/ja not_active Expired - Fee Related
Patent Citations (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5819432A (ja) * | 1981-07-24 | 1983-02-04 | Nippon Steel Corp | 脆性亀裂伝播停止特性の優れたラインパイプ用鋼の製造方法 |
Cited By (16)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH0364413A (ja) * | 1989-07-31 | 1991-03-19 | Kobe Steel Ltd | 脆性破壊伝播停止特性に優れる高張力鋼の製造方法 |
| JPH03173716A (ja) * | 1989-11-30 | 1991-07-29 | Nippon Steel Corp | 構造用圧延鋼材の製造方法 |
| JPH05271860A (ja) * | 1992-03-25 | 1993-10-19 | Nippon Steel Corp | 耐脆性破壊特性の良好な構造用鋼とその製造方法 |
| JPH0688161A (ja) * | 1992-07-29 | 1994-03-29 | Nippon Steel Corp | 脆性破壊特性と疲労特性に優れた鋼板とその製造方法 |
| US5389164A (en) * | 1993-02-10 | 1995-02-14 | Nippon Steel Corporation | Production method of strong and tough thick steel 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 |
| JP2007197761A (ja) * | 2006-01-25 | 2007-08-09 | Kobe Steel Ltd | 耐食性および脆性亀裂停止特性に優れた船舶用鋼材 |
| US7914629B2 (en) | 2006-04-13 | 2011-03-29 | Nippon Steel Corporation | High strength thick steel plate superior in crack arrestability |
| 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 |
| JP2008111167A (ja) * | 2006-10-31 | 2008-05-15 | Jfe Steel Kk | 脆性亀裂伝播停止特性に優れた厚鋼板およびその製造方法 |
| JP2012082525A (ja) * | 2011-12-01 | 2012-04-26 | Jfe Steel Corp | 脆性亀裂伝播停止特性に優れた厚鋼板 |
| JP2014031546A (ja) * | 2012-08-03 | 2014-02-20 | Jfe Steel Corp | 非調質低降伏比高張力厚鋼板およびその製造方法 |
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| CN109563599A (zh) * | 2016-08-08 | 2019-04-02 | 株式会社Posco | 耐脆性裂纹扩展性优异的超厚钢材及其制造方法 |
| CN109563599B (zh) * | 2016-08-08 | 2021-01-26 | 株式会社Posco | 耐脆性裂纹扩展性优异的超厚钢材及其制造方法 |
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