JP2659654B2 - 脆性破壊特性と疲労特性に優れた鋼板とその製造方法 - Google Patents
脆性破壊特性と疲労特性に優れた鋼板とその製造方法Info
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、構造物の安全性を確保
するための鋼板の重要な性能の一つである脆性破壊伝播
停止（アレスト）性能をＮｉ元素等の高価な合金元素の
添加に頼ることなく、飛躍的に向上させる鋼板およびそ
の製造方法に関するものである。
するための鋼板の重要な性能の一つである脆性破壊伝播
停止（アレスト）性能をＮｉ元素等の高価な合金元素の
添加に頼ることなく、飛躍的に向上させる鋼板およびそ
の製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】脆性破壊伝播停止（アレスト）性能を向
上させる手段として、特開昭５９−４７３２３号公報に
記載されているような未再結晶域で十分に圧下する製造
方法、あるいは、積極的に脆性破壊を生じ易い第二相粒
子を分散させて脆性亀裂先端にマイクロクラックを多数
発生せしめ亀裂先端の応力状態を緩和させ、かつマイク
ロクラックと主亀裂間の合体時に生じる延性破壊により
亀裂停止を容易にさせる方法が提案されている。
上させる手段として、特開昭５９−４７３２３号公報に
記載されているような未再結晶域で十分に圧下する製造
方法、あるいは、積極的に脆性破壊を生じ易い第二相粒
子を分散させて脆性亀裂先端にマイクロクラックを多数
発生せしめ亀裂先端の応力状態を緩和させ、かつマイク
ロクラックと主亀裂間の合体時に生じる延性破壊により
亀裂停止を容易にさせる方法が提案されている。
【０００３】しかし、それらの提案は、板厚中心部の組
織を改質し、脆性亀裂伝播停止性能を向上させるもので
あり、板厚表層部の組織で主として決定される落重試験
におけるＮＤＴ特性を必ずしも向上させるものではな
い。また、鋼板の板厚が増大すると上記のような板厚中
心部の組織細粒化が達成できないことがあり、とくに板
厚２５mm以上の鋼板のアレスト性能向上技術の開発が望
まれている。
織を改質し、脆性亀裂伝播停止性能を向上させるもので
あり、板厚表層部の組織で主として決定される落重試験
におけるＮＤＴ特性を必ずしも向上させるものではな
い。また、鋼板の板厚が増大すると上記のような板厚中
心部の組織細粒化が達成できないことがあり、とくに板
厚２５mm以上の鋼板のアレスト性能向上技術の開発が望
まれている。
【０００４】一方、鋼板表層部に細粒組織を有する鋼板
の製造方法が特開昭６１−２３５５３４号公報に記載さ
れており、表層部を５μｍ以下の組織と規定している
が、鉄鋼協会：材料とプロセス，６（１９９０），ｐ．
１７９６記載のように、３μｍ以下のフェライト粒でも
−１２０℃以下で容易に脆性破壊を生じてしまい、細粒
組織を表層部に形成せしめるアレスト性能向上方法には
限界がある。
の製造方法が特開昭６１−２３５５３４号公報に記載さ
れており、表層部を５μｍ以下の組織と規定している
が、鉄鋼協会：材料とプロセス，６（１９９０），ｐ．
１７９６記載のように、３μｍ以下のフェライト粒でも
−１２０℃以下で容易に脆性破壊を生じてしまい、細粒
組織を表層部に形成せしめるアレスト性能向上方法には
限界がある。
【０００５】また、特願平０２−２４５０９号明細書に
は、板厚の１／３までの表層部を冷却・復熱させ、表層
部の組織改善により高アレスト化を達成する技術が開示
されている。しかし、この方法では板厚の１／３にいた
る広い範囲にわたり、冷却復熱を実現させなければなら
ず、外部熱源なしには板厚中心部が加工フェライトが生
成して靭性が劣化してしまう可能性が大きい。また、か
ような製造方法でアレスト性能が向上できるものの、ア
レスト性能向上に必要な組織が明確でなく、効率的にア
レスト性能を向上するために必要な表層組織、およびそ
の必要厚みが不明である。
は、板厚の１／３までの表層部を冷却・復熱させ、表層
部の組織改善により高アレスト化を達成する技術が開示
されている。しかし、この方法では板厚の１／３にいた
る広い範囲にわたり、冷却復熱を実現させなければなら
ず、外部熱源なしには板厚中心部が加工フェライトが生
成して靭性が劣化してしまう可能性が大きい。また、か
ような製造方法でアレスト性能が向上できるものの、ア
レスト性能向上に必要な組織が明確でなく、効率的にア
レスト性能を向上するために必要な表層組織、およびそ
の必要厚みが不明である。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、表層部の組
織改質によりアレスト性能であるＫｃａ特性とＮＤＴ特
性を向上させるために必要な所要組織と所要厚みを明確
化し、製造コストを大きく上昇させる高価なＮｉ元素等
を添加することなく、アレスト性能の良好な鋼板および
その製造方法を提供することを課題とする。
織改質によりアレスト性能であるＫｃａ特性とＮＤＴ特
性を向上させるために必要な所要組織と所要厚みを明確
化し、製造コストを大きく上昇させる高価なＮｉ元素等
を添加することなく、アレスト性能の良好な鋼板および
その製造方法を提供することを課題とする。
【０００７】
【課題を解決するための手段】本発明は、上記課題を解
決するためになされたものであり、その要旨は次の通り
である。 （１） 鋼板の表裏層部にそれぞれ板厚の２％以上の範
囲にわたって、同一結晶方位を有する集合組織コロニー
が、５μｍ以下の平均短軸径を有し、かつ圧延面に平行
な集合組織の（１００）面強度比が１．５以上を有する
ことを特徴とする脆性破壊特性と疲労特性に優れた鋼
板。ただし、 （１００）面強度比：対象材の（１００）結晶面からの
Ｘ線強度と、集合組織 のないランダムな標準試料の（１
００）結晶面からのＸ線強度との比。 （２） 圧延面に平行な集合組織の（１００）面強度比
が１．５以上、（１１１）面強度比が１．２以上をそれ
ぞれ有することを特徴とする前項 (1)記載の脆性破壊特
性と疲労特性に優れた鋼板。ただし、 （１１１）面強度比：対象材の（１１１）結晶面からの
Ｘ線強度と、集合組織 のないランダムな標準試料の（１
１１）結晶面からのＸ線強度との比。 （３） Ａｃ3 点以上の温度の鋼片もしくは鋼板を、圧
延中途中水冷時の板厚をｔ0 とした時、表層から少なく
とも板厚方向に０．０２×ｔ0 （mm）以上の領域を２℃
/sec以上の冷速でＡｒ1 点以下まで急冷して、その後、
当該表層部がＡｒ3 点以上の温度から圧延を開始もしく
は再開し、（Ａｃ3 −５０）℃から（Ａｃ3 ）℃の範囲
で圧延を終了し、その後Ａｃ3 点以上に復熱させること
なく、少なくともＡｒ1 点迄を当該表層部を１℃/sec以
上の冷速で冷却し、表層部から少なくとも板厚の２％以
上の範囲にわたって、同一結晶方位を有する集合組織コ
ロニーが、５μｍ以下の平均短軸径を有し、かつ圧延面
に平行な集合組織の（１００）面強度比が１．５以上を
有することを特徴とする脆性破壊特性と疲労特性に優れ
た鋼板の製造方法。ただし、（１００）面強度比は前項
(1)に記載のものと同じ。
決するためになされたものであり、その要旨は次の通り
である。 （１） 鋼板の表裏層部にそれぞれ板厚の２％以上の範
囲にわたって、同一結晶方位を有する集合組織コロニー
が、５μｍ以下の平均短軸径を有し、かつ圧延面に平行
な集合組織の（１００）面強度比が１．５以上を有する
ことを特徴とする脆性破壊特性と疲労特性に優れた鋼
板。ただし、 （１００）面強度比：対象材の（１００）結晶面からの
Ｘ線強度と、集合組織 のないランダムな標準試料の（１
００）結晶面からのＸ線強度との比。 （２） 圧延面に平行な集合組織の（１００）面強度比
が１．５以上、（１１１）面強度比が１．２以上をそれ
ぞれ有することを特徴とする前項 (1)記載の脆性破壊特
性と疲労特性に優れた鋼板。ただし、 （１１１）面強度比：対象材の（１１１）結晶面からの
Ｘ線強度と、集合組織 のないランダムな標準試料の（１
１１）結晶面からのＸ線強度との比。 （３） Ａｃ3 点以上の温度の鋼片もしくは鋼板を、圧
延中途中水冷時の板厚をｔ0 とした時、表層から少なく
とも板厚方向に０．０２×ｔ0 （mm）以上の領域を２℃
/sec以上の冷速でＡｒ1 点以下まで急冷して、その後、
当該表層部がＡｒ3 点以上の温度から圧延を開始もしく
は再開し、（Ａｃ3 −５０）℃から（Ａｃ3 ）℃の範囲
で圧延を終了し、その後Ａｃ3 点以上に復熱させること
なく、少なくともＡｒ1 点迄を当該表層部を１℃/sec以
上の冷速で冷却し、表層部から少なくとも板厚の２％以
上の範囲にわたって、同一結晶方位を有する集合組織コ
ロニーが、５μｍ以下の平均短軸径を有し、かつ圧延面
に平行な集合組織の（１００）面強度比が１．５以上を
有することを特徴とする脆性破壊特性と疲労特性に優れ
た鋼板の製造方法。ただし、（１００）面強度比は前項
(1)に記載のものと同じ。
【０００８】（４） （Ａｃ3 −７０）℃から（Ａｃ3
−２０）℃の範囲で圧延を終了し、その後Ａｃ3 点以上
に復熱させることなく、少なくともＡｒ1 点迄を当該表
層部を１℃/sec以上の冷速で冷却し、表層部から少なく
とも板厚の２％以上の範囲にわたって、同一結晶方位を
有する集合組織コロニーが、５μｍ以下の平均短軸径を
有し、かつ圧延面に平行な集合組織の（１００）面強度
比が１．５以上、（１１１）面強度比が１．３以上をそ
れぞれ有することを特徴とする前項 (3)記載の脆性破壊
特性と疲労特性に優れた鋼板の製造方法。ただし、（１
００）面強度比と（１１１）面強度比は前項 (1)及び
(2)に記載のものと同じ。 （５） 圧延終了後Ａｃ3 点以上に復熱させることな
く、冷却速度が５℃/sec以上で加速冷却して表層部から
少なくとも板厚の２％以上の範囲にわたって、同一結晶
方位を有する集合組織コロニーが、５μｍ以下の平均短
軸径を有し、かつ圧延面に平行な集合組織の（１００）
面強度比が１．５以上、（１１１）面強度比が１．３以
上をそれぞれ有することを特徴とする前項 (3)又は (4)
記載の脆性破壊特性と疲労特性に優れた鋼板の製造方
法。ただし、（１００）面強度比と（１１１）面強度比
は前項 (1)及び (2)に記載のものと同じ。
−２０）℃の範囲で圧延を終了し、その後Ａｃ3 点以上
に復熱させることなく、少なくともＡｒ1 点迄を当該表
層部を１℃/sec以上の冷速で冷却し、表層部から少なく
とも板厚の２％以上の範囲にわたって、同一結晶方位を
有する集合組織コロニーが、５μｍ以下の平均短軸径を
有し、かつ圧延面に平行な集合組織の（１００）面強度
比が１．５以上、（１１１）面強度比が１．３以上をそ
れぞれ有することを特徴とする前項 (3)記載の脆性破壊
特性と疲労特性に優れた鋼板の製造方法。ただし、（１
００）面強度比と（１１１）面強度比は前項 (1)及び
(2)に記載のものと同じ。 （５） 圧延終了後Ａｃ3 点以上に復熱させることな
く、冷却速度が５℃/sec以上で加速冷却して表層部から
少なくとも板厚の２％以上の範囲にわたって、同一結晶
方位を有する集合組織コロニーが、５μｍ以下の平均短
軸径を有し、かつ圧延面に平行な集合組織の（１００）
面強度比が１．５以上、（１１１）面強度比が１．３以
上をそれぞれ有することを特徴とする前項 (3)又は (4)
記載の脆性破壊特性と疲労特性に優れた鋼板の製造方
法。ただし、（１００）面強度比と（１１１）面強度比
は前項 (1)及び (2)に記載のものと同じ。
【０００９】本発明において、対象とする構造用鋼は、
通常の構造用鋼が所要の材質を得るために、従来から当
業分野での活用で確認されている作用・効果の関係を基
に定めている添加元素の種類と量を同様に使用して同等
の作用と効果が得られる。従ってこれ等の元素を含む鋼
を本発明は対象鋼とするものである。
通常の構造用鋼が所要の材質を得るために、従来から当
業分野での活用で確認されている作用・効果の関係を基
に定めている添加元素の種類と量を同様に使用して同等
の作用と効果が得られる。従ってこれ等の元素を含む鋼
を本発明は対象鋼とするものである。
【００１０】これ等の各成分元素とその添加理由と量は
以下の通りである。Ｃは鋼の強度を向上する有効な成分
として０．０２％以上添加するものであるが、０．２０
％を超える過剰な含有量では、２相域圧延時の変形抵抗
を増して圧延を困難にするばかりか、溶接部に島状マル
テンサイトを析出し、鋼の靭性を著しく劣化させるの
で、０．０２％〜０．２０％に規制する。
以下の通りである。Ｃは鋼の強度を向上する有効な成分
として０．０２％以上添加するものであるが、０．２０
％を超える過剰な含有量では、２相域圧延時の変形抵抗
を増して圧延を困難にするばかりか、溶接部に島状マル
テンサイトを析出し、鋼の靭性を著しく劣化させるの
で、０．０２％〜０．２０％に規制する。
【００１１】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、１．０％を超えると
鋼の加工性が低下し、溶接部の靭性が劣化し、０．０１
％未満では脱酸効果が不十分なため、添加量を０．０１
〜１．０％に規制する。
強度増加元素として有用であるが、１．０％を超えると
鋼の加工性が低下し、溶接部の靭性が劣化し、０．０１
％未満では脱酸効果が不十分なため、添加量を０．０１
〜１．０％に規制する。
【００１２】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２相域圧延温度を下げ
すぎ変形抵抗が上昇するので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２相域圧延温度を下げ
すぎ変形抵抗が上昇するので２．０％を上限とする。
【００１３】ＡｌおよびＮはＡｌ窒化物による鋼の微細
化の他、圧延過程での固溶、析出による鋼の結晶方位の
整合および再結晶のために添加するが、添加量が少ない
時は効果がなく、過剰の添加は鋼の靭性を劣化させるの
で、Ａｌは０．００１〜０．２０％に、Ｎは０．０２０
％以下とする。
化の他、圧延過程での固溶、析出による鋼の結晶方位の
整合および再結晶のために添加するが、添加量が少ない
時は効果がなく、過剰の添加は鋼の靭性を劣化させるの
で、Ａｌは０．００１〜０．２０％に、Ｎは０．０２０
％以下とする。
【００１４】ＰおよびＳは、母材の靭性確保のため、そ
れぞれ０．０１％以下、０．０１％以下とする。以上
が、本発明の対象とする鋼の基本成分であるが、母材強
度の上昇或いは、継手靭性の向上の目的のため、要求さ
れる性質に応じて、Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｃｕ，Ｗ，Ｐ，
Ｃｏ，Ｖ，Ｎｂ，Ｔｉ，Ｚｒ，Ｔａ，Ｈｆ，希土類元
素，Ｙ，Ｃａ，Ｍｇ，Ｔｅ，Ｓｅ，Ｂの１種類以上が使
用できる。
れぞれ０．０１％以下、０．０１％以下とする。以上
が、本発明の対象とする鋼の基本成分であるが、母材強
度の上昇或いは、継手靭性の向上の目的のため、要求さ
れる性質に応じて、Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｃｕ，Ｗ，Ｐ，
Ｃｏ，Ｖ，Ｎｂ，Ｔｉ，Ｚｒ，Ｔａ，Ｈｆ，希土類元
素，Ｙ，Ｃａ，Ｍｇ，Ｔｅ，Ｓｅ，Ｂの１種類以上が使
用できる。
【００１５】なお、同一結晶方位を有する集合組織コロ
ニーは、テンパーカラー法（酸化皮膜の厚みが結晶方位
に依存するという原理を利用した結晶方位の配列性簡易
判別法）を用いて、同じ色調を示す同一結晶方位の結晶
粒の集合体（コロニー）を現出することにより、特定す
ることができる。
ニーは、テンパーカラー法（酸化皮膜の厚みが結晶方位
に依存するという原理を利用した結晶方位の配列性簡易
判別法）を用いて、同じ色調を示す同一結晶方位の結晶
粒の集合体（コロニー）を現出することにより、特定す
ることができる。
【００１６】
【作用】集合組織の発達した鋼板のセパレーションは板
厚方向で割れを生じるために、亀裂や切り欠き先端の応
力集中度の低下が期待でき、鋼材の脆性破壊に対して有
利である。
厚方向で割れを生じるために、亀裂や切り欠き先端の応
力集中度の低下が期待でき、鋼材の脆性破壊に対して有
利である。
【００１７】このセパレーションは（１００）面と（１
１１）面の集合組織が発達している組織において、応力
が負荷されると、それに応じた歪（変位）が結晶方位に
より異なるため、（１００）集合組織と（１１１）集合
組織の界面で、ずれが生じ、亀裂の芽が発生した結果形
成されることが知られている。しかし、実際に脆性破壊
の問題となる低温域での亀裂発生や脆性亀裂伝播におい
ては、セパレーションが殆ど観察されない。
１１）面の集合組織が発達している組織において、応力
が負荷されると、それに応じた歪（変位）が結晶方位に
より異なるため、（１００）集合組織と（１１１）集合
組織の界面で、ずれが生じ、亀裂の芽が発生した結果形
成されることが知られている。しかし、実際に脆性破壊
の問題となる低温域での亀裂発生や脆性亀裂伝播におい
ては、セパレーションが殆ど観察されない。
【００１８】そこで発明者らは、この現象をさらに詳細
に解明し、−１６５℃程度の低温や歪速度が大きい脆性
破壊伝播において、亀裂先端の応力状態を緩和させうる
板面に平行なマイクロクラックの生成方法を見いだした
のである。
に解明し、−１６５℃程度の低温や歪速度が大きい脆性
破壊伝播において、亀裂先端の応力状態を緩和させうる
板面に平行なマイクロクラックの生成方法を見いだした
のである。
【００１９】図１に集合組織のコロニーサイズと板面に
平行なマイクロクラックの生成温度との関係を（１０
０）面、（１１１）面の集合組織強度比別に示す。疲労
予亀裂を導入したＣＴＯＤ試験を実施し、破面を走査型
電子顕微鏡で拡大して観察した際、破面上に微小なサブ
・クラックが観察される。これをマイクロクラック（Ｍ
Ｃ）と定義し、そのＭＣが観察される下限温度をＭＣ生
成温度として示した。（１００）強度１．１、（１１
１）強度０．９についてはマイクロクラックは発生しな
っかった。
平行なマイクロクラックの生成温度との関係を（１０
０）面、（１１１）面の集合組織強度比別に示す。疲労
予亀裂を導入したＣＴＯＤ試験を実施し、破面を走査型
電子顕微鏡で拡大して観察した際、破面上に微小なサブ
・クラックが観察される。これをマイクロクラック（Ｍ
Ｃ）と定義し、そのＭＣが観察される下限温度をＭＣ生
成温度として示した。（１００）強度１．１、（１１
１）強度０．９についてはマイクロクラックは発生しな
っかった。
【００２０】又、集合組織のコロニー短径軸と−１９６
℃でのＫｃ値（kgf/mm1.5 ）との関係を図２に示す。
℃でのＫｃ値（kgf/mm1.5 ）との関係を図２に示す。
【００２１】これまでセパレーションの発生の有無は、
集合組織の発達レベルで理解されてきたが、本発明であ
るマイクロクラックの活性温度域、歪速度域を広げるた
めには、集合組織のコロニーサイズ（短軸径）を限定す
る必要がある。
集合組織の発達レベルで理解されてきたが、本発明であ
るマイクロクラックの活性温度域、歪速度域を広げるた
めには、集合組織のコロニーサイズ（短軸径）を限定す
る必要がある。
【００２２】従って本発明では、集合組織コロニーが５
μｍ以下の平均短軸径を有し、かつ圧延面に平行な集合
組織の（１００）面強度比が１．５以上を有するものと
する。
μｍ以下の平均短軸径を有し、かつ圧延面に平行な集合
組織の（１００）面強度比が１．５以上を有するものと
する。
【００２３】更に本発明では圧延面に平行な集合組織の
（１００）面強度比が１．５以上、（１１１）面強度比
が１．２以上をそれぞれ有するとき、脆性破壊特性と疲
労特性は極めて向上する。
（１００）面強度比が１．５以上、（１１１）面強度比
が１．２以上をそれぞれ有するとき、脆性破壊特性と疲
労特性は極めて向上する。
【００２４】本発明の組織を実現するためには、圧延中
に鋼板表面を２℃/sec以上の冷却速度で冷却し、Ａｒ1
点以下とすることで一旦フェライト（ベーナイト）変態
させてしまい、表層部急冷によっても殆ど温度の低下し
ない板厚中心部の顕熱を利用して、表層部のフェライト
（ベーナイト）組織を炭化物を粗大化させない程度に速
い昇温速度で復熱させながら更に圧延を行う。
に鋼板表面を２℃/sec以上の冷却速度で冷却し、Ａｒ1
点以下とすることで一旦フェライト（ベーナイト）変態
させてしまい、表層部急冷によっても殆ど温度の低下し
ない板厚中心部の顕熱を利用して、表層部のフェライト
（ベーナイト）組織を炭化物を粗大化させない程度に速
い昇温速度で復熱させながら更に圧延を行う。
【００２５】圧延終了後、空冷させた組織を観察したと
ころ、フェライト粒に粗大化しているものがあった。そ
こで、圧延後フェライト変態が完全に終了するＡｒ1 点
まで冷速を変えて実験を実施したところ、１℃/sec以上
の冷却速度が当該表層部で確保できればフェライト粒の
粗大化を抑制し、目的の所要組織を実現できることが確
認された。
ころ、フェライト粒に粗大化しているものがあった。そ
こで、圧延後フェライト変態が完全に終了するＡｒ1 点
まで冷速を変えて実験を実施したところ、１℃/sec以上
の冷却速度が当該表層部で確保できればフェライト粒の
粗大化を抑制し、目的の所要組織を実現できることが確
認された。
【００２６】この組織は（Ａｃ3 −７０）℃から（Ａｃ
3 −２０）℃の温度範囲で圧延を終了しているため集合
組織を有しており、表層部に集合組織を有する５μｍ以
下の短軸径を有する超細粒組織が形成された。しかも圧
延面に平行な集合組織の（１００）面強度比が１．５以
上、（１１１）面強度比が１．３以上をそれぞれ有して
いる。
3 −２０）℃の温度範囲で圧延を終了しているため集合
組織を有しており、表層部に集合組織を有する５μｍ以
下の短軸径を有する超細粒組織が形成された。しかも圧
延面に平行な集合組織の（１００）面強度比が１．５以
上、（１１１）面強度比が１．３以上をそれぞれ有して
いる。
【００２７】圧延中の水冷条件等を変化させて、その表
層改質組織の厚みを変化させた鋼板のＫｃａ性能を調査
した結果、表層改質組織の厚み増大によってＫｃａ特性
が向上し、鋼板に要求されるＫｃａ性能に応じて必要な
表層改質組織の厚みが存在することが知見された。更に
緻密な集合組織により板厚方向へ伝播する表面疲労亀裂
の伝播を遅延させることができ、疲労特性も向上した。
層改質組織の厚みを変化させた鋼板のＫｃａ性能を調査
した結果、表層改質組織の厚み増大によってＫｃａ特性
が向上し、鋼板に要求されるＫｃａ性能に応じて必要な
表層改質組織の厚みが存在することが知見された。更に
緻密な集合組織により板厚方向へ伝播する表面疲労亀裂
の伝播を遅延させることができ、疲労特性も向上した。
【００２８】
【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。
【００２９】
【表１】
【００３０】
【表２】
【００３１】
【表３】
【００３２】
【表４】
【００３３】本発明例の試験番号１〜１２および比較例
の試験番号１３〜１６，２１，２２，２４は、粗圧延後
に冷却を適用したものであるが、比較例の試験番号１
４，２１，２２は冷却速度が遅かったため、鋼板全体の
温度が低下し、冷却後の圧延が昇温加工とはならなかっ
た。また、比較例の試験番号２４は、冷却後経過時間が
長すぎて冷却後の圧延の所要条件を満たすことができな
かった。そのため、比較例である試験番号１４，２１，
２２，２４の表層部の組織は細粒化しなかった。これら
の比較例の材質は、板厚全体が２相域圧延となってしま
い、母材靭性であるｖＴｒｓも劣化し、ＮＤＴ特性、ア
レスト特性ともに劣化した。また、比較例１３，１６は
所定の冷却・圧延を実施しているものの、圧延終了後空
冷したため、集合組織コロニー短軸径が５μｍ以下にな
らず、比較例１５は圧延後の復熱過程でＡｃ3 以上に復
熱したので部分的に粒成長を生じ、所定の組織が得られ
なかった。また比較例１７〜２０，２３は圧延中所定の
冷却をしなかったものである。
の試験番号１３〜１６，２１，２２，２４は、粗圧延後
に冷却を適用したものであるが、比較例の試験番号１
４，２１，２２は冷却速度が遅かったため、鋼板全体の
温度が低下し、冷却後の圧延が昇温加工とはならなかっ
た。また、比較例の試験番号２４は、冷却後経過時間が
長すぎて冷却後の圧延の所要条件を満たすことができな
かった。そのため、比較例である試験番号１４，２１，
２２，２４の表層部の組織は細粒化しなかった。これら
の比較例の材質は、板厚全体が２相域圧延となってしま
い、母材靭性であるｖＴｒｓも劣化し、ＮＤＴ特性、ア
レスト特性ともに劣化した。また、比較例１３，１６は
所定の冷却・圧延を実施しているものの、圧延終了後空
冷したため、集合組織コロニー短軸径が５μｍ以下にな
らず、比較例１５は圧延後の復熱過程でＡｃ3 以上に復
熱したので部分的に粒成長を生じ、所定の組織が得られ
なかった。また比較例１７〜２０，２３は圧延中所定の
冷却をしなかったものである。
【００３４】したがって、これらの比較例である試験番
号１３〜２０，２３はアレスト性能としてＫｃａ＝６０
０kgf/mm1.5 を示す温度、ＮＤＴ特性共に−７０℃には
達しなかった。
号１３〜２０，２３はアレスト性能としてＫｃａ＝６０
０kgf/mm1.5 を示す温度、ＮＤＴ特性共に−７０℃には
達しなかった。
【００３５】これに対し、本発明例の試験番号１〜１２
の材質は、表２に示す通り、所要の製造条件を満足し、
目標の強度・靭性を満足すると共に、本発明の狙いであ
るＮＤＴ温度が−７０℃以下を示し、アレスト性能であ
るＫｃａ＝６００kgf/mm1.5を示す温度も十分な特性で
あった。
の材質は、表２に示す通り、所要の製造条件を満足し、
目標の強度・靭性を満足すると共に、本発明の狙いであ
るＮＤＴ温度が−７０℃以下を示し、アレスト性能であ
るＫｃａ＝６００kgf/mm1.5を示す温度も十分な特性で
あった。
【００３６】
【発明の効果】本発明は、粗圧延後、表層部のみ冷却し
てＡｒ1 点以下とした後板厚内部の顕熱により復熱しな
がら圧延を実施すれば、ＮＤＴ特性を劣化させる表層部
の脆化組織を生成させることなく、板厚中心部に十分な
未再結晶域圧延を実施したため、アレスト性能であるＮ
ＤＴ特性とＫｃａ特性を両立することを可能とするもの
で、当業分野はもちろん、関連分野にもたらす効果が大
きい。
てＡｒ1 点以下とした後板厚内部の顕熱により復熱しな
がら圧延を実施すれば、ＮＤＴ特性を劣化させる表層部
の脆化組織を生成させることなく、板厚中心部に十分な
未再結晶域圧延を実施したため、アレスト性能であるＮ
ＤＴ特性とＫｃａ特性を両立することを可能とするもの
で、当業分野はもちろん、関連分野にもたらす効果が大
きい。
【図１】集合組織コロニー短軸径とＭＣ生成温度との関
係を示す図表である。
係を示す図表である。
【図２】集合組織コロニー短軸径と−１９６℃における
脆性破壊発生靭性であるＫｃ値との関係を示す図表であ
る。
脆性破壊発生靭性であるＫｃ値との関係を示す図表であ
る。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 吉川 宏 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 (56)参考文献 特開 平３−2322（ＪＰ，Ａ) 特開 昭61−235534（ＪＰ，Ａ)
Claims (5)
- 【請求項１】 鋼板の表裏層部にそれぞれ板厚の２％以
上の範囲にわたって、同一結晶方位を有する集合組織コ
ロニーが、５μｍ以下の平均短軸径を有し、かつ圧延面
に平行な集合組織の（１００）面強度比が１．５以上を
有することを特徴とする脆性破壊特性と疲労特性に優れ
た鋼板。ただし、 （１００）面強度比：対象材の（１００）結晶面からの
Ｘ線強度と、集合組織 のないランダムな標準試料の（１
００）結晶面からのＸ線強度との比。 - 【請求項２】 圧延面に平行な集合組織の（１００）面
強度比が１．５以上、（１１１）面強度比が１．２以上
をそれぞれ有することを特徴とする請求項１記載の脆性
破壊特性と疲労特性に優れた鋼板。ただし、 （１１１）面強度比：対象材の（１１１）結晶面からの
Ｘ線強度と、集合組織 のないランダムな標準試料の（１
１１）結晶面からのＸ線強度との比。 - 【請求項３】 Ａｃ3 点以上の温度の鋼片もしくは鋼板
を、圧延中途中水冷時の板厚をｔ0 とした時、表層から
少なくとも板厚方向に０．０２×ｔ0 （mm）以上の領域
を２℃/sec以上の冷速でＡｒ1 点以下まで急冷して、そ
の後、当該表層部がＡｒ3 点以上の温度から圧延を開始
もしくは再開し、（Ａｃ3 −５０）℃から（Ａｃ3 ）℃
の範囲で圧延を終了し、その後Ａｃ3 点以上に復熱させ
ることなく、少なくともＡｒ1 点迄を当該表層部を１℃
/sec以上の冷速で冷却し、表層部から少なくとも板厚の
２％以上の範囲にわたって、同一結晶方位を有する集合
組織コロニーが、５μｍ以下の平均短軸径を有し、かつ
圧延面に平行な集合組織の（１００）面強度比が１．５
以上を有することを特徴とする脆性破壊特性と疲労特性
に優れた鋼板の製造方法。ただし、 （１００）面強度比：対象材の（１００）結晶面からの
Ｘ線強度と、集合組織 のないランダムな標準試料の（１
００）結晶面からのＸ線強度との比。 - 【請求項４】 （Ａｃ3 −７０）℃から（Ａｃ3 −２
０）℃の範囲で圧延を終了し、その後Ａｃ3 点以上に復
熱させることなく、少なくともＡｒ1 点迄を当該表層部
を１℃/sec以上の冷速で冷却し、表層部から少なくとも
板厚の２％以上の範囲にわたって、同一結晶方位を有す
る集合組織コロニーが、５μｍ以下の平均短軸径を有
し、かつ圧延面に平行な集合組織の（１００）面強度比
が１．５以上、（１１１）面強度比が１．３以上をそれ
ぞれ有することを特徴とする請求項３記載の脆性破壊特
性と疲労特性に優れた鋼板の製造方法。ただし、 （１１１）面強度比：対象材の（１１１）結晶面からの
Ｘ線強度と、集合組織 のないランダムな標準試料の（１
１１）結晶面からのＸ線強度との比。 - 【請求項５】 圧延終了後Ａｃ3 点以上に復熱させるこ
となく、冷却速度が５℃/sec以上で加速冷却して表層部
から少なくとも板厚の２％以上の範囲にわたって、同一
結晶方位を有する集合組織コロニーが、５μｍ以下の平
均短軸径を有し、かつ圧延面に平行な集合組織の（１０
０）面強度比が１．５以上、（１１１）面強度比が１．
３以上をそれぞれ有することを特徴とする請求項３又は
４記載の脆性破壊特性と疲労特性に優れた鋼板の製造方
法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP4202738A JP2659654B2 (ja) | 1992-07-29 | 1992-07-29 | 脆性破壊特性と疲労特性に優れた鋼板とその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP4202738A JP2659654B2 (ja) | 1992-07-29 | 1992-07-29 | 脆性破壊特性と疲労特性に優れた鋼板とその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0688161A JPH0688161A (ja) | 1994-03-29 |
| JP2659654B2 true JP2659654B2 (ja) | 1997-09-30 |
Family
ID=16462349
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP4202738A Expired - Fee Related JP2659654B2 (ja) | 1992-07-29 | 1992-07-29 | 脆性破壊特性と疲労特性に優れた鋼板とその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2659654B2 (ja) |
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP4537683B2 (ja) * | 2003-10-06 | 2010-09-01 | 新日本製鐵株式会社 | 耐脆性破壊特性に優れた溶接構造体 |
| JP4733955B2 (ja) | 2003-10-08 | 2011-07-27 | 新日本製鐵株式会社 | 耐脆性き裂伝播性に優れた溶接構造体の溶接方法 |
| JP4528089B2 (ja) | 2003-10-22 | 2010-08-18 | 新日本製鐵株式会社 | 耐脆性破壊発生特性を有する船体用大入熱突合せ溶接継手 |
| CN101360581B (zh) | 2006-03-22 | 2012-02-01 | 新日本制铁株式会社 | 抗脆性断裂发生特性优异的大线能量对焊接缝以及大线能量对焊接缝的抗脆性断裂发生特性的检验方法 |
| KR101724413B1 (ko) | 2015-12-21 | 2017-04-10 | 주식회사 포스코 | 취성균열 전파 정지 성능이 우수한 용접구조물 및 그 제조방법 |
Family Cites Families (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH064903B2 (ja) * | 1985-04-09 | 1994-01-19 | 新日本製鐵株式会社 | 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 |
| JPH075967B2 (ja) * | 1989-02-06 | 1995-01-25 | 新日本製鐵株式会社 | 脆性亀裂伝播停止特性の優れた鋼板の製造方法 |
-
1992
- 1992-07-29 JP JP4202738A patent/JP2659654B2/ja not_active Expired - Fee Related
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| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0688161A (ja) | 1994-03-29 |
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