JP2000336428A - 脆性き裂伝播停止特性の優れた鋼板の製造方法 - Google Patents
脆性き裂伝播停止特性の優れた鋼板の製造方法Info
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- JP2000336428A JP2000336428A JP11130793A JP13079399A JP2000336428A JP 2000336428 A JP2000336428 A JP 2000336428A JP 11130793 A JP11130793 A JP 11130793A JP 13079399 A JP13079399 A JP 13079399A JP 2000336428 A JP2000336428 A JP 2000336428A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 表層部における組織を効率的に細粒化するこ
とによって、厚手材まで適用可能である、脆性き裂伝播
停止特性の優れた厚鋼板の高生産性プロセスを提供す
る。 【解決手段】 特定成分を有し、しかも、Ａｃ3 〜１２
００℃の鋼片を、表面より鋼片厚中心方向に鋼片厚の少
なくとも１／２０以上、多くとも１／３以下の表層領域
がＡｒ3 〜９００℃となるまで冷却してから、該温度域
で１０％以上の未再結晶域圧延を施し、該表層領域を２
℃／ｓ以上の冷却速度でＡｒ3 以下の温度まで冷却した
後、引き続き前記表層領域を復熱させる過程において圧
延を再開し、該圧延中または圧延終了後に（Ａｃ1 −５
０℃）〜Ａｃ3 の範囲まで復熱させる脆性き裂伝播停止
特性の優れた鋼板の製造方法。
とによって、厚手材まで適用可能である、脆性き裂伝播
停止特性の優れた厚鋼板の高生産性プロセスを提供す
る。 【解決手段】 特定成分を有し、しかも、Ａｃ3 〜１２
００℃の鋼片を、表面より鋼片厚中心方向に鋼片厚の少
なくとも１／２０以上、多くとも１／３以下の表層領域
がＡｒ3 〜９００℃となるまで冷却してから、該温度域
で１０％以上の未再結晶域圧延を施し、該表層領域を２
℃／ｓ以上の冷却速度でＡｒ3 以下の温度まで冷却した
後、引き続き前記表層領域を復熱させる過程において圧
延を再開し、該圧延中または圧延終了後に（Ａｃ1 −５
０℃）〜Ａｃ3 の範囲まで復熱させる脆性き裂伝播停止
特性の優れた鋼板の製造方法。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】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鋼板の製造方法に関
するもので、造船、建築、橋梁、タンク及び圧力容器等
の大型鋼構造物向け溶接構造用鋼に適用できる。さら
に、本発明で得られた鋼板を用いた鋼管、コラム等の二
次加工品にも適用可能である。
合の脆性き裂伝播停止特性が優れた鋼板の製造方法に関
するもので、造船、建築、橋梁、タンク及び圧力容器等
の大型鋼構造物向け溶接構造用鋼に適用できる。さら
に、本発明で得られた鋼板を用いた鋼管、コラム等の二
次加工品にも適用可能である。
【０００２】
【従来の技術】近年の鋼構造物の大型化に伴って使用さ
れる鋼に対する要求は一段と厳しくなっている。そのた
め強度・靱性はもとより脆性き裂伝播停止特性の向上が
強く望まれ、種々の技術が提案されているが必ずしも期
待に応えられていないのが実状である。脆性き裂伝播停
止特性を向上させる冶金学的な要因としては、結晶粒微
細化が知られている。一般的な厚鋼板の製造工程におい
て結晶粒を微細化する手段としては従来、低温加熱、低
温大圧下圧延および圧延終了後の冷却速度を適度に制御
する方法などが行われてきた。
れる鋼に対する要求は一段と厳しくなっている。そのた
め強度・靱性はもとより脆性き裂伝播停止特性の向上が
強く望まれ、種々の技術が提案されているが必ずしも期
待に応えられていないのが実状である。脆性き裂伝播停
止特性を向上させる冶金学的な要因としては、結晶粒微
細化が知られている。一般的な厚鋼板の製造工程におい
て結晶粒を微細化する手段としては従来、低温加熱、低
温大圧下圧延および圧延終了後の冷却速度を適度に制御
する方法などが行われてきた。
【０００３】しかし、加熱温度は加熱時に十分オーステ
ナイト（γ）化をはかる必要からＡｃ３以上の温度を確
保する必要があり、低温加熱による微細化には限界があ
る。また低温圧延では、しばしば二相域まで冷却してか
ら圧延が行われるが、過度の二相域圧延は材質を劣化さ
せることに加え、圧延反力の点から圧下率も制限される
ため、低温大圧下圧延による細粒化にも限界がある。圧
延終了後の冷却については、冷却速度が大きいほど変態
後のフェライト（α）結晶粒径は微細となるが、さらに
大きくなるとベイナイト、マルテンサイト等の低温変態
生成組織の割合が増えて、必ずしも組織微細化にはつな
がらないため、加速冷却による細粒化にも限界がある。
ナイト（γ）化をはかる必要からＡｃ３以上の温度を確
保する必要があり、低温加熱による微細化には限界があ
る。また低温圧延では、しばしば二相域まで冷却してか
ら圧延が行われるが、過度の二相域圧延は材質を劣化さ
せることに加え、圧延反力の点から圧下率も制限される
ため、低温大圧下圧延による細粒化にも限界がある。圧
延終了後の冷却については、冷却速度が大きいほど変態
後のフェライト（α）結晶粒径は微細となるが、さらに
大きくなるとベイナイト、マルテンサイト等の低温変態
生成組織の割合が増えて、必ずしも組織微細化にはつな
がらないため、加速冷却による細粒化にも限界がある。
【０００４】以上述べたように、従来の厚鋼板の製造技
術では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
細化効果は飽和し、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、生産性が著しく低下するため実
プロセスへの適用の可能性は極めて低い。
術では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
細化効果は飽和し、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、生産性が著しく低下するため実
プロセスへの適用の可能性は極めて低い。
【０００５】さらに圧延前または粗圧延終了後に鋼片表
面を冷却し、内部との温度差をつけたまま圧延開始して
復熱させることにより表層に細粒αを生成させる方法が
特公平６−４９０３号公報、特開平５−２７１８６０号
公報に記載されている。しかし、これらには復熱前の圧
延における加工誘起析出および初期組織微細化の効果を
有効に活用するという思想がなかったため、細粒化の程
度に限界があった。また、復熱過程での圧延圧下率を大
きくせざるを得ず、厚手材の製造が困難であるとともに
生産性を大きく阻害するものであった。
面を冷却し、内部との温度差をつけたまま圧延開始して
復熱させることにより表層に細粒αを生成させる方法が
特公平６−４９０３号公報、特開平５−２７１８６０号
公報に記載されている。しかし、これらには復熱前の圧
延における加工誘起析出および初期組織微細化の効果を
有効に活用するという思想がなかったため、細粒化の程
度に限界があった。また、復熱過程での圧延圧下率を大
きくせざるを得ず、厚手材の製造が困難であるとともに
生産性を大きく阻害するものであった。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】本発明は鋼片の表層部
における組織を効率的に細粒化することによって、厚手
材まで適用可能である、脆性き裂伝播停止特性の優れた
厚鋼板の高生産性プロセスを提供することを目的とす
る。
における組織を効率的に細粒化することによって、厚手
材まで適用可能である、脆性き裂伝播停止特性の優れた
厚鋼板の高生産性プロセスを提供することを目的とす
る。
【０００７】
【課題を解決するための手段】本発明は上記のような従
来の欠点を有利に排除しうる脆性き裂伝播停止特性の優
れた鋼板の製造方法であり、その要旨とするところは次
の通りである。 （１） 重量％で、Ｃ ：０．０２〜０．３０％、Ｓ
ｉ：０．０３〜０．５％、Ｍｎ：０．３０〜２．０％、
Ａｌ：０．００２〜０．１０％、Ｎ ：０．００１〜
０．０１％、残部がＦｅ及び不可避的不純物よりなり、
しかも、Ａｃ3 〜１２００℃の温度の鋼片を、表面より
鋼片厚中心方向に鋼片厚の少なくとも１／２０以上、多
くとも１／３以下の表層領域を２℃／ｓ以上の冷却速度
でＡｒ3 以下の温度まで冷却した後、該温度域で１０％
以上の圧延を施し、引き続き前記表層領域を復熱させる
過程において圧延を再開し、該圧延中または圧延終了後
に（Ａｃ1 −５０℃）〜Ａｃ3 の範囲まで復熱させるこ
とを特徴とする脆性き裂伝播停止特性の優れた鋼板の製
造方法。
来の欠点を有利に排除しうる脆性き裂伝播停止特性の優
れた鋼板の製造方法であり、その要旨とするところは次
の通りである。 （１） 重量％で、Ｃ ：０．０２〜０．３０％、Ｓ
ｉ：０．０３〜０．５％、Ｍｎ：０．３０〜２．０％、
Ａｌ：０．００２〜０．１０％、Ｎ ：０．００１〜
０．０１％、残部がＦｅ及び不可避的不純物よりなり、
しかも、Ａｃ3 〜１２００℃の温度の鋼片を、表面より
鋼片厚中心方向に鋼片厚の少なくとも１／２０以上、多
くとも１／３以下の表層領域を２℃／ｓ以上の冷却速度
でＡｒ3 以下の温度まで冷却した後、該温度域で１０％
以上の圧延を施し、引き続き前記表層領域を復熱させる
過程において圧延を再開し、該圧延中または圧延終了後
に（Ａｃ1 −５０℃）〜Ａｃ3 の範囲まで復熱させるこ
とを特徴とする脆性き裂伝播停止特性の優れた鋼板の製
造方法。
【０００８】（２） 前記鋼片が重量％で、Ｃｕ：０．
０１〜２．０％、Ｎｉ：０．０１〜１０．０％、Ｃｒ：
０．０１〜１０．０％、Ｍｏ：０．０１〜３．０％、
Ｂ：０．０００２〜０．００２０％、Ｔｉ：０．００２
〜０．１０％、Ｎｂ：０．００２〜０．０５％、Ｖ：
０．００５〜０．２０％、Ｍｇ：０．０００４〜０．０
１％、Ｒｅｍ：０．００２〜０．１０％、Ｃａ ：０．
０００３〜０．００３０％の１種または２種以上を含有
することを特徴とする前記（１）記載の脆性き裂伝播停
止特性の優れた鋼板の製造方法。
０１〜２．０％、Ｎｉ：０．０１〜１０．０％、Ｃｒ：
０．０１〜１０．０％、Ｍｏ：０．０１〜３．０％、
Ｂ：０．０００２〜０．００２０％、Ｔｉ：０．００２
〜０．１０％、Ｎｂ：０．００２〜０．０５％、Ｖ：
０．００５〜０．２０％、Ｍｇ：０．０００４〜０．０
１％、Ｒｅｍ：０．００２〜０．１０％、Ｃａ ：０．
０００３〜０．００３０％の１種または２種以上を含有
することを特徴とする前記（１）記載の脆性き裂伝播停
止特性の優れた鋼板の製造方法。
【０００９】（３） 最終圧延終了後、引き続き板厚平
均で２℃／ｓ以上の冷却速度で加速冷却を行うことを特
徴とする前記（１）または（２）記載の脆性き裂伝播停
止特性の優れた鋼板の製造方法。 （４） 加速冷却終了後、Ａｃ1 以下の温度で焼戻しす
ることを特徴とする前記 （３）記載の脆性き裂伝播停止特性の優れた鋼板の製造
方法。
均で２℃／ｓ以上の冷却速度で加速冷却を行うことを特
徴とする前記（１）または（２）記載の脆性き裂伝播停
止特性の優れた鋼板の製造方法。 （４） 加速冷却終了後、Ａｃ1 以下の温度で焼戻しす
ることを特徴とする前記 （３）記載の脆性き裂伝播停止特性の優れた鋼板の製造
方法。
【００１０】
【発明の実施の形態】特公平６−４９０３号公報に示さ
れているように、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。
れているように、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。
【００１１】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。したがっ
て、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しに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。
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。したがっ
て、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しに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。
【００１２】その製造方法および原理は次の通りであ
る。Ａｃ3 以上に加熱した鋼片または鋳造ままの鋼片の
表層部をＡｒ3 以下になるまで冷却し、引き続き温度差
のついた状態で圧延を開始して、圧延途中または圧延終
了後にＡｃ3 以下の温度に復熱するようにする。これに
より冷却過程と比べてαが高温でも安定化し、加工を受
けたαが回復・再結晶して細粒化が達成される。しか
し、このときの圧下率は８０％程度必要なため、鋼板板
厚が制限されるとともに圧延効率も極めて低いという問
題点があった。本発明者らはこれを解決する方法とし
て、復熱前段階での圧延による加工誘起析出を活用する
ことを見出した。
る。Ａｃ3 以上に加熱した鋼片または鋳造ままの鋼片の
表層部をＡｒ3 以下になるまで冷却し、引き続き温度差
のついた状態で圧延を開始して、圧延途中または圧延終
了後にＡｃ3 以下の温度に復熱するようにする。これに
より冷却過程と比べてαが高温でも安定化し、加工を受
けたαが回復・再結晶して細粒化が達成される。しか
し、このときの圧下率は８０％程度必要なため、鋼板板
厚が制限されるとともに圧延効率も極めて低いという問
題点があった。本発明者らはこれを解決する方法とし
て、復熱前段階での圧延による加工誘起析出を活用する
ことを見出した。
【００１３】加工誘起析出によって生成したセメンタイ
ト等の炭窒化物は、仕上圧延におけるαの回復・再結晶
のサイトならびに生成した細粒αのピン止め粒子として
有効に機能する。また復熱・圧延過程で二相域に入る場
合、この炭窒化物は逆変態γの核となり、γの微細分散
を通じて初期組織の微細化および組織の均一化に寄与す
る。以上により効果的にα細粒化が達成でき、脆性き裂
伝播停止特性を向上させることができる。
ト等の炭窒化物は、仕上圧延におけるαの回復・再結晶
のサイトならびに生成した細粒αのピン止め粒子として
有効に機能する。また復熱・圧延過程で二相域に入る場
合、この炭窒化物は逆変態γの核となり、γの微細分散
を通じて初期組織の微細化および組織の均一化に寄与す
る。以上により効果的にα細粒化が達成でき、脆性き裂
伝播停止特性を向上させることができる。
【００１４】以下に、各製造条件の限定理由を詳細に述
べる。本発明では鋼片の初期温度をＡｃ3 〜１２００℃
とした。これは、鋼片を加熱する場合、その温度がＡｃ
3 以下では溶体化が十分に行われず、１２００℃を超え
ると加熱γ粒径が極端に粗大になって、その後の圧延で
もαの微細化が困難になるおそれがあるからである。こ
の鋼片は、γ単相状態であるならば、鋳造ままであって
もかまわない。加熱した鋼片または熱片ままの鋼片は、
γの細粒化を目的にγ高温域での再結晶域圧延を行って
もよいが、圧延なしのままでもかまわない。
べる。本発明では鋼片の初期温度をＡｃ3 〜１２００℃
とした。これは、鋼片を加熱する場合、その温度がＡｃ
3 以下では溶体化が十分に行われず、１２００℃を超え
ると加熱γ粒径が極端に粗大になって、その後の圧延で
もαの微細化が困難になるおそれがあるからである。こ
の鋼片は、γ単相状態であるならば、鋳造ままであって
もかまわない。加熱した鋼片または熱片ままの鋼片は、
γの細粒化を目的にγ高温域での再結晶域圧延を行って
もよいが、圧延なしのままでもかまわない。
【００１５】引き続き行う冷却から復熱前圧延の過程が
本発明の最も重要な部分である。すなわち、鋼片表面か
ら鋼片厚の少なくとも１／２０以上、多くとも１／３以
下の領域を２℃／ｓ以上の冷却速度でＡｒ3 以下の温度
まで冷却してから１０％以上の圧下率で圧延を実施す
る。
本発明の最も重要な部分である。すなわち、鋼片表面か
ら鋼片厚の少なくとも１／２０以上、多くとも１／３以
下の領域を２℃／ｓ以上の冷却速度でＡｒ3 以下の温度
まで冷却してから１０％以上の圧下率で圧延を実施す
る。
【００１６】これは復熱過程で表層部に細粒αを生成さ
せるための炭窒化物析出促進、初期組織微細化を意図し
て実施する。冷却する表層厚さが１／２０未満では最終
的に形成される細粒層の厚さが足りないために十分な脆
性き裂伝播停止特性が得られない。一方、１／３超では
内部顕熱が不足してαの回復・再結晶に必要な温度まで
復熱させることができない。
せるための炭窒化物析出促進、初期組織微細化を意図し
て実施する。冷却する表層厚さが１／２０未満では最終
的に形成される細粒層の厚さが足りないために十分な脆
性き裂伝播停止特性が得られない。一方、１／３超では
内部顕熱が不足してαの回復・再結晶に必要な温度まで
復熱させることができない。
【００１７】冷却速度が２℃／ｓ未満では、冷却過程で
炭窒化物が析出するため、復熱過程での微細析出効果が
得られなくなる。また冷却時の組織粗大化に伴い仕上圧
延による細粒α生成が困難になるため、図１に示すよう
に脆性き裂伝播停止特性（Ｋｃａ＝６００ｋｇｆ・ｍｍ
-1.5となる温度）が劣化する。さらに表層部と内部の温
度差が小さくなるため、αの回復・再結晶に必要な温度
域まで復熱させることもできなくなる。冷却停止温度が
Ａｒ3 よりも高い場合には、冷却時の組織の微細化が図
れないため細粒αが生成しにくくなり、図２のように特
性が劣化する。
炭窒化物が析出するため、復熱過程での微細析出効果が
得られなくなる。また冷却時の組織粗大化に伴い仕上圧
延による細粒α生成が困難になるため、図１に示すよう
に脆性き裂伝播停止特性（Ｋｃａ＝６００ｋｇｆ・ｍｍ
-1.5となる温度）が劣化する。さらに表層部と内部の温
度差が小さくなるため、αの回復・再結晶に必要な温度
域まで復熱させることもできなくなる。冷却停止温度が
Ａｒ3 よりも高い場合には、冷却時の組織の微細化が図
れないため細粒αが生成しにくくなり、図２のように特
性が劣化する。
【００１８】復熱前圧延の圧下率が１０％未満では炭窒
化物の析出が不十分であるため、最終的に表層が十分細
粒化せず、図３に示すように良好な特性が得られない。
本発明では冷却速度の上限、停止温度の下限、復熱前圧
延圧下率の上限は特に規定しないが、少なくともＡｃ1
−５０℃まで復熱できるような冷却、圧延条件とするこ
とが必要である。
化物の析出が不十分であるため、最終的に表層が十分細
粒化せず、図３に示すように良好な特性が得られない。
本発明では冷却速度の上限、停止温度の下限、復熱前圧
延圧下率の上限は特に規定しないが、少なくともＡｃ1
−５０℃まで復熱できるような冷却、圧延条件とするこ
とが必要である。
【００１９】鋼片の内部顕熱を利用した復熱過程での仕
上圧延は、加工αの回復・再結晶により表層α微細化を
達成するために必須である。復熱温度がＡｃ1 −５０℃
未満ではαの回復・再結晶が十分進行せず、加工ままの
伸長α主体の組織となるため、図４に示すように脆性き
裂伝播停止特性が向上しない。一方、Ａｃ3 超ではγへ
の逆変態によりα細粒化の効果が失われる。したがって
復熱温度を（Ａｃ1 −５０℃）〜Ａｃ3 に限定する。仕
上圧延の圧下率については特に規定しないが、αの回復
・再結晶を十分進行させるために３０％以上とすること
が好ましい。
上圧延は、加工αの回復・再結晶により表層α微細化を
達成するために必須である。復熱温度がＡｃ1 −５０℃
未満ではαの回復・再結晶が十分進行せず、加工ままの
伸長α主体の組織となるため、図４に示すように脆性き
裂伝播停止特性が向上しない。一方、Ａｃ3 超ではγへ
の逆変態によりα細粒化の効果が失われる。したがって
復熱温度を（Ａｃ1 −５０℃）〜Ａｃ3 に限定する。仕
上圧延の圧下率については特に規定しないが、αの回復
・再結晶を十分進行させるために３０％以上とすること
が好ましい。
【００２０】仕上圧延が終了し、かつ板表層部温度が所
定の温度域まで復熱した後は空冷してもよいが、板厚中
心部の強度・靭性を高めるため、引き続き２℃／ｓ以上
の冷却速度で５００℃以下まで加速冷却することが好ま
しい。また水冷後Ａｃ1 以下の温度まで焼戻すことが好
ましい。このような方法で製造された鋼は、その板厚表
面より板厚の１／２０以上の範囲にわたって、粒径２μ
ｍ以下のフェライトが存在するため、極めて良好な脆性
き裂伝播停止特性を示す。
定の温度域まで復熱した後は空冷してもよいが、板厚中
心部の強度・靭性を高めるため、引き続き２℃／ｓ以上
の冷却速度で５００℃以下まで加速冷却することが好ま
しい。また水冷後Ａｃ1 以下の温度まで焼戻すことが好
ましい。このような方法で製造された鋼は、その板厚表
面より板厚の１／２０以上の範囲にわたって、粒径２μ
ｍ以下のフェライトが存在するため、極めて良好な脆性
き裂伝播停止特性を示す。
【００２１】次に、本発明の成分限定理由について説明
する。Ｃはセメンタイト等の析出による表層細粒αの形
成およびα粗大化防止に寄与する元素であるとともに、
安価に強度を向上するのに不可欠な元素であるため添加
する。０．０２％未満の含有量では細粒αを安定的に形
成できず、かつ十分な強度が得られない。一方、その含
有量が０．３０％を超えると溶接部の靭性が損なわれ
る。Ｓｉは安価な脱酸元素であり、強度を向上するのに
効果的な元素であるので０．０３％以上添加するが、
０．５％を超えると溶接性を劣化させ鋼の表面性状を損
なう。
する。Ｃはセメンタイト等の析出による表層細粒αの形
成およびα粗大化防止に寄与する元素であるとともに、
安価に強度を向上するのに不可欠な元素であるため添加
する。０．０２％未満の含有量では細粒αを安定的に形
成できず、かつ十分な強度が得られない。一方、その含
有量が０．３０％を超えると溶接部の靭性が損なわれ
る。Ｓｉは安価な脱酸元素であり、強度を向上するのに
効果的な元素であるので０．０３％以上添加するが、
０．５％を超えると溶接性を劣化させ鋼の表面性状を損
なう。
【００２２】Ｍｎは母材の強度・靭性を向上させる元素
として有効であるが、０．３０％未満の含有量では十分
な効果が得られない。一方、２．０％超添加すると溶接
割れ性を促進させるおそれがある。Ａｌは脱酸元素とし
て有効であり、γ粒の微細化にも有効であるため添加す
る。０．００２％未満の含有量ではその効果がなく、
０．１％を超えると材質にとって有害な介在物を生成す
る。ＮはＡｌと共に窒化物を生成しγ粒の微細化に有効
であるが過量に添加すると溶接部靭性が損なわれるので
０．００１％〜０．０１％に限定する。
として有効であるが、０．３０％未満の含有量では十分
な効果が得られない。一方、２．０％超添加すると溶接
割れ性を促進させるおそれがある。Ａｌは脱酸元素とし
て有効であり、γ粒の微細化にも有効であるため添加す
る。０．００２％未満の含有量ではその効果がなく、
０．１％を超えると材質にとって有害な介在物を生成す
る。ＮはＡｌと共に窒化物を生成しγ粒の微細化に有効
であるが過量に添加すると溶接部靭性が損なわれるので
０．００１％〜０．０１％に限定する。
【００２３】選択的に添加するＣｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍ
ｏ、Ｂ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｍｇ、Ｒｅｍ、Ｃａは下記の
理由により添加する。Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏはいずれ
も焼入れ性を向上させる元素として知られており、鋼の
強度を上昇させることができるが、過度の添加は効果が
飽和しコスト上昇につながるばかりでなく溶接性を損な
うため、Ｃｕは２．０％以下、ＮｉおよびＣｒは１０．
０％以下、Ｍｏは３．０％以下に限定する。また添加量
が少なすぎると効果がないため、添加量の下限をいずれ
の元素についても０．０１％とする。
ｏ、Ｂ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｍｇ、Ｒｅｍ、Ｃａは下記の
理由により添加する。Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏはいずれ
も焼入れ性を向上させる元素として知られており、鋼の
強度を上昇させることができるが、過度の添加は効果が
飽和しコスト上昇につながるばかりでなく溶接性を損な
うため、Ｃｕは２．０％以下、ＮｉおよびＣｒは１０．
０％以下、Ｍｏは３．０％以下に限定する。また添加量
が少なすぎると効果がないため、添加量の下限をいずれ
の元素についても０．０１％とする。
【００２４】Ｂは焼入れ性を向上させる元素であり、そ
の添加により鋼の強度を高めるのに有効であるが、過度
の添加はＢの析出物を増加させ鋼の靭性を損ねるのでそ
の含有量の上限を０．００２０％とする。また添加量が
少なすぎると効果がないため下限を０．０００２％とす
る。Ｎｂ、Ｔｉはいずれも微量の添加により再加熱γ粒
の粗大化抑制、圧延・冷却時の析出強化の面で有効に機
能する。さらに復熱過程における仕上圧延時にαの回復
・再結晶を促進するとともに、生成した細粒αの安定性
向上に寄与するが、過量に添加すると溶接部靭性が劣化
するので、Ｎｂは０．０５％以下、Ｔｉは０．１％以下
とする。また両者とも添加量が少なすぎると効果がない
ため、その下限を０．００２％とする。
の添加により鋼の強度を高めるのに有効であるが、過度
の添加はＢの析出物を増加させ鋼の靭性を損ねるのでそ
の含有量の上限を０．００２０％とする。また添加量が
少なすぎると効果がないため下限を０．０００２％とす
る。Ｎｂ、Ｔｉはいずれも微量の添加により再加熱γ粒
の粗大化抑制、圧延・冷却時の析出強化の面で有効に機
能する。さらに復熱過程における仕上圧延時にαの回復
・再結晶を促進するとともに、生成した細粒αの安定性
向上に寄与するが、過量に添加すると溶接部靭性が劣化
するので、Ｎｂは０．０５％以下、Ｔｉは０．１％以下
とする。また両者とも添加量が少なすぎると効果がない
ため、その下限を０．００２％とする。
【００２５】Ｖは析出強化による強度上昇に有効であ
り、かつ仕上圧延において細粒αの安定形成に寄与する
元素であるため、０．００５％以上添加する。一方、
０．２％以上添加すると溶接部の靭性が損なわれる。Ｍ
ｇは溶鋼段階で微細な酸化物を形成し、大入熱溶接時の
ＨＡＺ靭性を向上させるため、０．０００４％以上添加
する。一方、過量の添加は溶接性や低温靭性を損なうた
め、０．０１％以下に制限する。ＲｅｍとＣａはＳの無
害化に有効であるが、添加量が少ないとＳが有害のまま
残り、過度の添加は靭性を損なうため、Ｒｅｍ：０．０
０２〜０．１０％、Ｃａ：０．０００３〜０．００３０
％の範囲で添加する。
り、かつ仕上圧延において細粒αの安定形成に寄与する
元素であるため、０．００５％以上添加する。一方、
０．２％以上添加すると溶接部の靭性が損なわれる。Ｍ
ｇは溶鋼段階で微細な酸化物を形成し、大入熱溶接時の
ＨＡＺ靭性を向上させるため、０．０００４％以上添加
する。一方、過量の添加は溶接性や低温靭性を損なうた
め、０．０１％以下に制限する。ＲｅｍとＣａはＳの無
害化に有効であるが、添加量が少ないとＳが有害のまま
残り、過度の添加は靭性を損なうため、Ｒｅｍ：０．０
０２〜０．１０％、Ｃａ：０．０００３〜０．００３０
％の範囲で添加する。
【００２６】
【実施例】実施例に用いた供試鋼の化学成分を表１に示
す。鋼種Ａ〜Ｉは本発明の範囲内であり、鋼種Ｊ、Ｋは
本発明の成分からＣ、Ｔｉがそれぞれ逸脱している。表
１の供試鋼を用いて製造した厚鋼板の製造条件、機械的
性質を表２〜４にそれぞれ示す。なお、表２，３記載の
温度は、いずれも表面から板厚の１／２０の部分の温度
である。表層平均α粒径の測定には鋼板断面のＳＥＭ写
真を用いて、板厚方向のα粒切断長さとした。脆性き裂
伝播停止特性はＥＳＳＯ試験でＫｃａ＝６００ｋｇｆ・
ｍｍ-1.5を示す温度で評価した。
す。鋼種Ａ〜Ｉは本発明の範囲内であり、鋼種Ｊ、Ｋは
本発明の成分からＣ、Ｔｉがそれぞれ逸脱している。表
１の供試鋼を用いて製造した厚鋼板の製造条件、機械的
性質を表２〜４にそれぞれ示す。なお、表２，３記載の
温度は、いずれも表面から板厚の１／２０の部分の温度
である。表層平均α粒径の測定には鋼板断面のＳＥＭ写
真を用いて、板厚方向のα粒切断長さとした。脆性き裂
伝播停止特性はＥＳＳＯ試験でＫｃａ＝６００ｋｇｆ・
ｍｍ-1.5を示す温度で評価した。
【００２７】
【表１】
【００２８】
【表２】
【００２９】
【表３】
【００３０】
【表４】
【００３１】表２〜４の番号１〜１４は本発明の実施例
で、最終的に得られた表層部の平均α粒径は２μｍ以下
であり、優れた脆性き裂伝播停止特性を示す。
で、最終的に得られた表層部の平均α粒径は２μｍ以下
であり、優れた脆性き裂伝播停止特性を示す。
【００３２】一方、番号１５〜２８は比較例で、表２お
よび表３の下線部が本発明範囲を満足していないため、
本発明の実施例に比べて脆性き裂伝播停止特性が劣下し
ている。即ち、比較例１５、１８、１９、２２、２４は
復熱前圧延を実施していない、または圧下率が１０％未
満であるために、最終的に表層部が混粒組織となり、特
性が劣下する。番号２３、２６は圧延前の冷却停止温度
がＡｒ3 よりも高いために仕上圧延前の組織が微細化さ
れず、最終的に混粒組織となり特性が劣る。番号１７、
２１、２７、２８は圧延前の冷却速度が小さかったり、
復熱待ちが不十分であったために最高復熱温度がＡｃ1
−５０℃未満であった例で、加工αが残存したため良好
な特性が得られない。
よび表３の下線部が本発明範囲を満足していないため、
本発明の実施例に比べて脆性き裂伝播停止特性が劣下し
ている。即ち、比較例１５、１８、１９、２２、２４は
復熱前圧延を実施していない、または圧下率が１０％未
満であるために、最終的に表層部が混粒組織となり、特
性が劣下する。番号２３、２６は圧延前の冷却停止温度
がＡｒ3 よりも高いために仕上圧延前の組織が微細化さ
れず、最終的に混粒組織となり特性が劣る。番号１７、
２１、２７、２８は圧延前の冷却速度が小さかったり、
復熱待ちが不十分であったために最高復熱温度がＡｃ1
−５０℃未満であった例で、加工αが残存したため良好
な特性が得られない。
【００３３】番号２０は復熱過程での仕上圧延を実施し
ていないため細粒αが得られていない。番号１６はＣが
低いため表層αの微細化が達成できない。番号２５は表
層細粒αが得られるが、Ｔｉ過剰であるため粗大な析出
物を形成し、特性が劣下する。
ていないため細粒αが得られていない。番号１６はＣが
低いため表層αの微細化が達成できない。番号２５は表
層細粒αが得られるが、Ｔｉ過剰であるため粗大な析出
物を形成し、特性が劣下する。
【００３４】
【発明の効果】本発明によれば、従来法に比べて優れた
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、製造コストの低減、構造物としての安全性
の向上等、産業上の効果は極めて大きい。
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、製造コストの低減、構造物としての安全性
の向上等、産業上の効果は極めて大きい。
【図１】冷却速度と脆性き裂伝播停止特性との関係を示
す図
す図
【図２】（Ａｒ3 −冷却停止温度）と脆性き裂伝播停止
特性との関係を示す図
特性との関係を示す図
【図３】復熱前圧延圧下率と脆性き裂伝播停止特性との
関係を示す図
関係を示す図
【図４】［復熱温度−（Ａｃ1 −５０）］と脆性き裂伝
播停止特性との関係を示す図
播停止特性との関係を示す図
フロントページの続き (72)発明者 皆川 昌紀 大分県大分市大字西ノ洲１番地 新日本製 鐵株式会社大分製鐵所内 (72)発明者 大谷 潤 大分県大分市大字西ノ洲１番地 新日本製 鐵株式会社大分製鐵所内 Ｆターム(参考） 4K032 AA00 AA01 AA02 AA04 AA05 AA08 AA11 AA12 AA14 AA15 AA16 AA19 AA20 AA21 AA22 AA23 AA24 AA31 AA35 AA36 AA40 BA01 CA01 CA02 CB02 CC02 CC03 CD02 CD03 CF01 CF02
Claims (4)
- 【請求項１】 重量％で、 Ｃ ：０．０２〜０．３０％、 Ｓｉ：０．０３〜０．５％、 Ｍｎ：０．３０〜２．０％、 Ａｌ：０．００２〜０．１０％、 Ｎ ：０．００１〜０．０１％、 残部がＦｅ及び不可避的不純物よりなり、しかも、Ａｃ
3 〜１２００℃の温度の鋼片を、表面より鋼片厚中心方
向に鋼片厚の少なくとも１／２０以上、多くとも１／３
以下の表層領域を２℃／ｓ以上の冷却速度でＡｒ3 以下
の温度まで冷却した後、該温度域で１０％以上の圧延を
施し、引き続き前記表層領域を復熱させる過程において
圧延を再開し、該圧延中または圧延終了後に（Ａｃ1 −
５０℃）〜Ａｃ3 の範囲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鋼板の製造方法。 - 【請求項２】 前記鋼片が重量％で、 Ｃｕ：０．０１〜２．０％、 Ｎｉ：０．０１〜１０．０％、 Ｃｒ：０．０１〜１０．０％、 Ｍｏ：０．０１〜３．０％、 Ｂ：０．０００２〜０．００２０％、 Ｔｉ：０．００２〜０．１０％、 Ｎｂ：０．００２〜０．０５％、 Ｖ：０．００５〜０．２０％、 Ｍｇ：０．０００４〜０．０１％、 Ｒｅｍ：０．００２〜０．１０％、 Ｃａ ：０．０００３〜０．００３０％ の１種または２種以上を含有することを特徴とする請求
項１記載の脆性き裂伝播停止特性の優れた鋼板の製造方
法。 - 【請求項３】 最終圧延終了後、引き続き板厚平均で２
℃／ｓ以上の冷却速度で加速冷却を行うことを特徴とす
る請求項１または請求項２記載の脆性き裂伝播停止特性
の優れた鋼板の製造方法。 - 【請求項４】 加速冷却終了後、Ａｃ1 以下の温度で焼
戻しすることを特徴とする請求項３記載の脆性き裂伝播
停止特性の優れた鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP11130793A JP2000336428A (ja) | 1999-03-25 | 1999-05-12 | 脆性き裂伝播停止特性の優れた鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP8236299 | 1999-03-25 | ||
| JP11-82362 | 1999-03-25 | ||
| JP11130793A JP2000336428A (ja) | 1999-03-25 | 1999-05-12 | 脆性き裂伝播停止特性の優れた鋼板の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2000336428A true JP2000336428A (ja) | 2000-12-05 |
Family
ID=26423401
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP11130793A Withdrawn JP2000336428A (ja) | 1999-03-25 | 1999-05-12 | 脆性き裂伝播停止特性の優れた鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2000336428A (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2007204798A (ja) * | 2006-01-31 | 2007-08-16 | Jfe Steel Kk | 耐焼き割れ性に優れた部品の製造方法 |
| JP2008056956A (ja) * | 2006-08-29 | 2008-03-13 | Nippon Steel Corp | 表層細粒鋼部品とその製造方法 |
| JP2013082964A (ja) * | 2011-10-07 | 2013-05-09 | Jfe Steel Corp | 耐延性亀裂進展特性に優れた溶接継手用鋼材およびその製造方法 |
-
1999
- 1999-05-12 JP JP11130793A patent/JP2000336428A/ja not_active Withdrawn
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2007204798A (ja) * | 2006-01-31 | 2007-08-16 | Jfe Steel Kk | 耐焼き割れ性に優れた部品の製造方法 |
| JP2008056956A (ja) * | 2006-08-29 | 2008-03-13 | Nippon Steel Corp | 表層細粒鋼部品とその製造方法 |
| JP2013082964A (ja) * | 2011-10-07 | 2013-05-09 | Jfe Steel Corp | 耐延性亀裂進展特性に優れた溶接継手用鋼材およびその製造方法 |
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A300 | Withdrawal of application because of no request for examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A300 Effective date: 20060801 |