JP2662485B2 - 低温靭性の良い鋼板およびその製造方法 - Google Patents
低温靭性の良い鋼板およびその製造方法Info
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、Ｎｉ元素を添加するこ
となく−１６５℃以下の極低温でも脆性破壊せず、伝播
中の脆性亀裂をも停止させることのできる緻密な集合組
織と超細粒フェライトを兼ね備えた組織からなる鋼板お
よびその製造方法に関するものである。
となく−１６５℃以下の極低温でも脆性破壊せず、伝播
中の脆性亀裂をも停止させることのできる緻密な集合組
織と超細粒フェライトを兼ね備えた組織からなる鋼板お
よびその製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】近年、海洋構造物、船舶、貯蔵タンク等
の大型構造物に使用される溶接構造用鋼の材質特性に対
する要望は社会不安の大きさから厳しさを増しており、
破壊がもたらす被害の大きさおよび社会不安の大きさか
ら、鋼材自身に優れた耐脆性破壊特性が要望されてお
り、鋼板の脆性延性遷移温度を低温化する技術が開発さ
れている。脆性延性遷移温度を低温化する技術には、Ｎ
ｉ元素を添加して鋼板組織のマトリックス靭性を向上さ
せる方法、組織を細粒化する方法、および集合組織の導
入によりセパレーションを生成させる方法がある。
の大型構造物に使用される溶接構造用鋼の材質特性に対
する要望は社会不安の大きさから厳しさを増しており、
破壊がもたらす被害の大きさおよび社会不安の大きさか
ら、鋼材自身に優れた耐脆性破壊特性が要望されてお
り、鋼板の脆性延性遷移温度を低温化する技術が開発さ
れている。脆性延性遷移温度を低温化する技術には、Ｎ
ｉ元素を添加して鋼板組織のマトリックス靭性を向上さ
せる方法、組織を細粒化する方法、および集合組織の導
入によりセパレーションを生成させる方法がある。
【０００３】Ｎｉ元素の添加による高靭化技術は特公昭
６１−１２７８１３号公報に記載のように優れた低温靭
性を有する鋼板を製造できるが、９％Ｎｉ元素の添加に
よる鋼板製造コストの上昇は避けられない。フェライト
粒径を微細化しても、特開昭５９−４７３２３号公報記
載のように低温で加熱し、未再結晶域での加工量を大き
くする方法があるが、低温靭性はたかだかｖＴｒｓ値が
−１００℃前後である。
６１−１２７８１３号公報に記載のように優れた低温靭
性を有する鋼板を製造できるが、９％Ｎｉ元素の添加に
よる鋼板製造コストの上昇は避けられない。フェライト
粒径を微細化しても、特開昭５９−４７３２３号公報記
載のように低温で加熱し、未再結晶域での加工量を大き
くする方法があるが、低温靭性はたかだかｖＴｒｓ値が
−１００℃前後である。
【０００４】またこれらの方法を改善する方法として、
材料とプロセス、６（１９９０）．Ｐ．１７９６記載の
ように加工熱処理を駆使した３μｍ以下のフェライト相
の鋼板の特性が示されている。しかしながら、得られた
ｖＴｒｓは、−１２０℃程度であり、Ｎｉ元素等の合金
元素の利用なくして、−１６４℃以下のｖＴｒｓを達成
する鋼板は未だ得られていない。とくに溶接部等から発
生した脆性亀裂が伝播を阻止し、構造物の破壊を最小限
に食い止めるためには、−１６５℃でも脆性破壊の発生
かつ伝播しない鋼板が望まれている。
材料とプロセス、６（１９９０）．Ｐ．１７９６記載の
ように加工熱処理を駆使した３μｍ以下のフェライト相
の鋼板の特性が示されている。しかしながら、得られた
ｖＴｒｓは、−１２０℃程度であり、Ｎｉ元素等の合金
元素の利用なくして、−１６４℃以下のｖＴｒｓを達成
する鋼板は未だ得られていない。とくに溶接部等から発
生した脆性亀裂が伝播を阻止し、構造物の破壊を最小限
に食い止めるためには、−１６５℃でも脆性破壊の発生
かつ伝播しない鋼板が望まれている。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】本発明は前記の問題点
を伴わずに上記要望を満たし、ＮｉやＮｂの高価な合金
成分を添加せずに、９％Ｎｉ鋼板と同等の低温靭性を有
する鋼板およびその製造方法を提供することを課題とす
るものである。
を伴わずに上記要望を満たし、ＮｉやＮｂの高価な合金
成分を添加せずに、９％Ｎｉ鋼板と同等の低温靭性を有
する鋼板およびその製造方法を提供することを課題とす
るものである。
【０００６】
【課題を解決するための手段】本発明は、平均円相当粒
径が３μｍ以下のフェライト粒を主体とし、同一結晶方
位を持つ集合組織コロニーのアスペクト比が４以上の組
織からなる鋼板である。
径が３μｍ以下のフェライト粒を主体とし、同一結晶方
位を持つ集合組織コロニーのアスペクト比が４以上の組
織からなる鋼板である。
【０００７】更に本発明はこれを実現するための方法と
して、温度がＡｒ3 点以下の鋳片もしくは鋼板を外部熱
または加工熱、或いはその両者で加熱してＡｃ3 点温度
以下から圧延を開始し、該圧延をＡｃ3 点温度−５０℃
〜Ａｃ3 点温度の範囲で終了することを特徴とする低温
靭性の良い鋼板の製造方法を第１の手段とする。
して、温度がＡｒ3 点以下の鋳片もしくは鋼板を外部熱
または加工熱、或いはその両者で加熱してＡｃ3 点温度
以下から圧延を開始し、該圧延をＡｃ3 点温度−５０℃
〜Ａｃ3 点温度の範囲で終了することを特徴とする低温
靭性の良い鋼板の製造方法を第１の手段とする。
【０００８】更に本発明は温度がＡｒ3 点以下で厚さが
厚くても最終板厚の２倍程度の鋳片もしくは鋼板を外部
熱または加工熱、或いはその両者で加熱してＡｃ3 点温
度以下から圧延を開始し、該圧延をＡｃ3 点温度−５０
℃〜Ａｃ3 点温度の範囲で終了することを特徴とする低
温靭性の良い鋼板の製造方法を第２の手段とする。
厚くても最終板厚の２倍程度の鋳片もしくは鋼板を外部
熱または加工熱、或いはその両者で加熱してＡｃ3 点温
度以下から圧延を開始し、該圧延をＡｃ3 点温度−５０
℃〜Ａｃ3 点温度の範囲で終了することを特徴とする低
温靭性の良い鋼板の製造方法を第２の手段とする。
【０００９】本発明が対象とする構造用鋼は、例えば特
公昭５８−１４８４９号公報に記載され、次記するよう
に、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。
公昭５８−１４８４９号公報に記載され、次記するよう
に、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％以上とするものであるが、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％以上とするものであるが、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効であるが、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、含有量を０．０１
〜１．０％に規制する。
強度増加元素として有効であるが、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、含有量を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】以上が、本発明が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、合金元素を添加する
場合は、変態温度を下げ過ぎると２相域での変形抵抗が
増し、圧延が困難になる。従って添加する合金としては
Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｃｕ，Ｗ，Ｐ，Ｃｏ，Ｖ，Ｎｂ，Ｔ
ｉ，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が、その添加
量は合計で４．５％以下に規制する。
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、合金元素を添加する
場合は、変態温度を下げ過ぎると２相域での変形抵抗が
増し、圧延が困難になる。従って添加する合金としては
Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｃｕ，Ｗ，Ｐ，Ｃｏ，Ｖ，Ｎｂ，Ｔ
ｉ，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が、その添加
量は合計で４．５％以下に規制する。
【００１５】また、本発明において材質を造り込む圧延
材は、鋳片その儘または鋳片を形状調整の予備的圧延を
経て薄くした鋼板の何れでも良い。重要なのは製品板厚
に対して材質を得るための所要加工率を確保できる厚み
を有しかつ、その厚みが昇温に必要なエネルギーと装置
の費用を最小にする薄さにあることで、本発明者等は、
その厚みの最低が最終板厚の１．９倍以上、２倍程度に
あることを知見した。
材は、鋳片その儘または鋳片を形状調整の予備的圧延を
経て薄くした鋼板の何れでも良い。重要なのは製品板厚
に対して材質を得るための所要加工率を確保できる厚み
を有しかつ、その厚みが昇温に必要なエネルギーと装置
の費用を最小にする薄さにあることで、本発明者等は、
その厚みの最低が最終板厚の１．９倍以上、２倍程度に
あることを知見した。
【００１６】
【作用】本発明者等は、Ｎｉ元素を含有しないフェライ
ト・パーライト鋼板のフェライト粒を５μｍ以下に細粒
化しても、母材靭性であるｖＴｒｓは殆ど向上しなかっ
た事実に着目し、その機構の解明を通して、鋼板の靭性
を向上させるために必要な脆性破壊に対する抵抗に関す
る考察および実験を実施した。
ト・パーライト鋼板のフェライト粒を５μｍ以下に細粒
化しても、母材靭性であるｖＴｒｓは殆ど向上しなかっ
た事実に着目し、その機構の解明を通して、鋼板の靭性
を向上させるために必要な脆性破壊に対する抵抗に関す
る考察および実験を実施した。
【００１７】亀裂、或いは切欠の先端における局部応力
が鋼板の組織によって決定される限界微視的破壊応力以
上になると、脆性破壊が発生することが既に知られてい
る。すなわち、鋼板の靭性を向上させるためには、鋼
板の持つ限界微視的破壊応力を向上させる方法と、亀
裂或いは切欠先端の応力を何らかの手段で低下させる方
法が考えられる。
が鋼板の組織によって決定される限界微視的破壊応力以
上になると、脆性破壊が発生することが既に知られてい
る。すなわち、鋼板の靭性を向上させるためには、鋼
板の持つ限界微視的破壊応力を向上させる方法と、亀
裂或いは切欠先端の応力を何らかの手段で低下させる方
法が考えられる。
【００１８】上記の方法としては、集合組織を発達さ
せて、鋼板の板厚と平行方向にセパレーションという縦
割れを生じさせ、結果的に亀裂或いは切欠先端の拘束を
解放し、応力を低下させる現象が知られている。すなわ
ち、限界微視的破壊応力に局所応力が達する以前に、必
ずセパレーションが発生すれば良いことがわかる。その
ためには、鋼板の限界破壊応力がセパレーション発生応
力に比べ高いことが必要である。しかし、実際のフェラ
イト−オーステナイト２相域で圧延された鋼板では、塑
性変形の支配的な温度では、破壊に先立ちセパレーショ
ンを発生するが、低温では脆性破壊を呈する。
せて、鋼板の板厚と平行方向にセパレーションという縦
割れを生じさせ、結果的に亀裂或いは切欠先端の拘束を
解放し、応力を低下させる現象が知られている。すなわ
ち、限界微視的破壊応力に局所応力が達する以前に、必
ずセパレーションが発生すれば良いことがわかる。その
ためには、鋼板の限界破壊応力がセパレーション発生応
力に比べ高いことが必要である。しかし、実際のフェラ
イト−オーステナイト２相域で圧延された鋼板では、塑
性変形の支配的な温度では、破壊に先立ちセパレーショ
ンを発生するが、低温では脆性破壊を呈する。
【００１９】これは、低温になると鋼材の降伏点が上昇
し、亀裂先端の塑性域が小さくなるためにセパレーショ
ンの発生に必要な結晶方位の異なるコロニー間での塑性
異方性による局部変形が生じないためであると考えられ
るので、Ｃ：０．０２〜０．１５％、Ｓｉ：０．１５〜
０．２５％、Ｍｎ：０．８〜１．６％、Ａｌ：０．０１
〜０．０５％を有する一般的な構造用鋼を用いて、種々
の実験を行った。
し、亀裂先端の塑性域が小さくなるためにセパレーショ
ンの発生に必要な結晶方位の異なるコロニー間での塑性
異方性による局部変形が生じないためであると考えられ
るので、Ｃ：０．０２〜０．１５％、Ｓｉ：０．１５〜
０．２５％、Ｍｎ：０．８〜１．６％、Ａｌ：０．０１
〜０．０５％を有する一般的な構造用鋼を用いて、種々
の実験を行った。
【００２０】まず、集合組織によりセパレーションを発
生させるために必要な組織形態を定量化するため、種々
２相域圧延条件を変化させて集合組織レベルの異なる鋼
板を製造した。集合組織を組織上で定量化するために、
結晶方位によって酸化皮膜の厚みの変化を利用したテン
パーカラー法を適用して同一結晶方位を有するコロニー
を現出させ、そのアスペクト比（長径／短径の比）と板
厚方向の限界破壊応力を評価した。
生させるために必要な組織形態を定量化するため、種々
２相域圧延条件を変化させて集合組織レベルの異なる鋼
板を製造した。集合組織を組織上で定量化するために、
結晶方位によって酸化皮膜の厚みの変化を利用したテン
パーカラー法を適用して同一結晶方位を有するコロニー
を現出させ、そのアスペクト比（長径／短径の比）と板
厚方向の限界破壊応力を評価した。
【００２１】その結果、図１および２に示すようにアス
ペクト比が４以上であれば板厚方向の限界破壊応力は集
合組織のないアスペクト比約１の場合の１／２以下とな
ることを知見した。
ペクト比が４以上であれば板厚方向の限界破壊応力は集
合組織のないアスペクト比約１の場合の１／２以下とな
ることを知見した。
【００２２】次にアスペクト比が４以上となるように２
相域圧延を実施した鋼板を用いてセパレーションの発生
限界温度に及ぼすフェライト粒径の関係を調査した。そ
の結果を図３に示す。−１７０℃以下の低温域でもセパ
レーションを生じさせるためにはフェライト粒径が３μ
ｍ以下であることを知見した。
相域圧延を実施した鋼板を用いてセパレーションの発生
限界温度に及ぼすフェライト粒径の関係を調査した。そ
の結果を図３に示す。−１７０℃以下の低温域でもセパ
レーションを生じさせるためにはフェライト粒径が３μ
ｍ以下であることを知見した。
【００２３】図４に、アスペクト比の異なるフェライト
粒径と脆性破壊発生靭性Ｋｃとの関係を示す。すなわ
ち、集合組織を発達させ、かつセパレーションを極低温
でも発生させるようにフェライト粒径を３μｍ以下に細
粒化することが脆性破壊抵抗を向上させる決め手とな
る。これは、マトリックス組織であるフェライトを超細
粒化し限界微視的破壊応力を高め、かつセパレーション
発生可能な集合組織を発達させたためである。
粒径と脆性破壊発生靭性Ｋｃとの関係を示す。すなわ
ち、集合組織を発達させ、かつセパレーションを極低温
でも発生させるようにフェライト粒径を３μｍ以下に細
粒化することが脆性破壊抵抗を向上させる決め手とな
る。これは、マトリックス組織であるフェライトを超細
粒化し限界微視的破壊応力を高め、かつセパレーション
発生可能な集合組織を発達させたためである。
【００２４】この組織を達成するためには、例えば、昇
温過程中のフェライトにある必要量の加工を与え、かつ
オーステナイト化への逆変態を防止すれば、加工フェラ
イトに導入された転位は回復、再配列を起こし、フェラ
イトの超細粒化により限界微視的破壊応力の向上が図
れ、かつフェライトへ与えた加工により発達させた集合
組織はそのまま残留させることにより、本発明の組織が
達成できることを知見した。
温過程中のフェライトにある必要量の加工を与え、かつ
オーステナイト化への逆変態を防止すれば、加工フェラ
イトに導入された転位は回復、再配列を起こし、フェラ
イトの超細粒化により限界微視的破壊応力の向上が図
れ、かつフェライトへ与えた加工により発達させた集合
組織はそのまま残留させることにより、本発明の組織が
達成できることを知見した。
【００２５】図５は、板厚５０mmの鋼板を用いてＡｒ3
点温度未満からＡｒ3 点温度近傍まで加熱した後、昇温
を続けながら圧下率５０％の圧延を実施し、圧延終了温
度を変化させた時の圧延終了温度と、ｖＴｒｓ値と鋼板
厚み方向の平均粒径および集合組織の指標である〔１１
０〕面強度比の関係を示す。この図から、圧延終了温度
がＡｃ1 点温度からＡｃ3 点温度の範囲の鋼板は２μｍ
以下の平均粒径の超細粒組織、３以上の〔１１０〕面強
度比、−１６０℃以下のｖＴｒｓ値を示す低温靭性の各
々が得られることを知見した。
点温度未満からＡｒ3 点温度近傍まで加熱した後、昇温
を続けながら圧下率５０％の圧延を実施し、圧延終了温
度を変化させた時の圧延終了温度と、ｖＴｒｓ値と鋼板
厚み方向の平均粒径および集合組織の指標である〔１１
０〕面強度比の関係を示す。この図から、圧延終了温度
がＡｃ1 点温度からＡｃ3 点温度の範囲の鋼板は２μｍ
以下の平均粒径の超細粒組織、３以上の〔１１０〕面強
度比、−１６０℃以下のｖＴｒｓ値を示す低温靭性の各
々が得られることを知見した。
【００２６】本発明者等は、ここに示された上記の各事
実が、昇温過程中のフェライトに所要量の加工を加え、
かつオーステナイト化への逆変態を防止したことによ
り、今まで知られていなかった作用が生じ、これによっ
てフェライトが超細粒化され、限界微視的破壊応力が向
上し、加工フェライトの存在が極力抑えられた集合組織
が発達した超細粒組織が形成され、限界微視的破壊応力
が高まり脆性破壊抵抗が向上した結果であることを知見
した。
実が、昇温過程中のフェライトに所要量の加工を加え、
かつオーステナイト化への逆変態を防止したことによ
り、今まで知られていなかった作用が生じ、これによっ
てフェライトが超細粒化され、限界微視的破壊応力が向
上し、加工フェライトの存在が極力抑えられた集合組織
が発達した超細粒組織が形成され、限界微視的破壊応力
が高まり脆性破壊抵抗が向上した結果であることを知見
した。
【００２７】図６は、−１９６℃で試験した切欠付き４
点曲げ試験の荷重変位曲線を示す。図中、荷重変位曲線
に囲まれた部分が破壊時に要したエネルギーである。鋼
Ｂは圧延終了温度がＡｃ3 点温度を超えたもの、鋼Ｃは
通常の降温中圧延を行ったもので、最高荷重点で脆性破
壊が生じ不安定破壊を呈した。しかし、圧延終了温度が
Ａｃ1 点温度からＡｃ3 点温度の中間点温度の鋼Ａは、
平均粒径で決定される微視的破壊応力値に達する前に、
セパレーションが発生し、局部応力を低減させたため脆
性破壊が生じなかった。
点曲げ試験の荷重変位曲線を示す。図中、荷重変位曲線
に囲まれた部分が破壊時に要したエネルギーである。鋼
Ｂは圧延終了温度がＡｃ3 点温度を超えたもの、鋼Ｃは
通常の降温中圧延を行ったもので、最高荷重点で脆性破
壊が生じ不安定破壊を呈した。しかし、圧延終了温度が
Ａｃ1 点温度からＡｃ3 点温度の中間点温度の鋼Ａは、
平均粒径で決定される微視的破壊応力値に達する前に、
セパレーションが発生し、局部応力を低減させたため脆
性破壊が生じなかった。
【００２８】鋼Ａは、集合組織が発達し、鋼板の板厚方
向と平行な方向にセパレーション、つまり縦割れが生
じ、結果的に亀裂或いは切欠先端の拘束を解放し、応力
を低下させる現象が発生し、限界微視的破壊応力に局所
応力が達する以前に、必ずセパレーションが発生し、常
に鋼板の限界破壊応力がセパレーション発生応力に比べ
高い鋼板のため、破壊エネルギーを吸収しつつ最終破断
に到る、つまりセパレーションの発生と延性破壊のた
め、鋼Ｂ，鋼Ｃに比べ飛躍的に高い破壊抵抗を示すこと
を知見した。これに対し、フェライトオーステナイト２
相域で圧延された従来の鋼板は、変形能の低い加工フェ
ライトが存在するので、塑性変形の支配的な温度では、
破壊に先立ちセパレーションを発生し、塑性変形が生じ
にくい低温域では、完全に脆性破壊となることが判明し
た。
向と平行な方向にセパレーション、つまり縦割れが生
じ、結果的に亀裂或いは切欠先端の拘束を解放し、応力
を低下させる現象が発生し、限界微視的破壊応力に局所
応力が達する以前に、必ずセパレーションが発生し、常
に鋼板の限界破壊応力がセパレーション発生応力に比べ
高い鋼板のため、破壊エネルギーを吸収しつつ最終破断
に到る、つまりセパレーションの発生と延性破壊のた
め、鋼Ｂ，鋼Ｃに比べ飛躍的に高い破壊抵抗を示すこと
を知見した。これに対し、フェライトオーステナイト２
相域で圧延された従来の鋼板は、変形能の低い加工フェ
ライトが存在するので、塑性変形の支配的な温度では、
破壊に先立ちセパレーションを発生し、塑性変形が生じ
にくい低温域では、完全に脆性破壊となることが判明し
た。
【００２９】
【実施例】供試鋼の成分を表１に、製造条件を表２に、
得られた材質を表３に比較例と共に実施例を示す。
得られた材質を表３に比較例と共に実施例を示す。
【００３０】
【表１】
【００３１】
【表２】
【００３２】
【表３】
【００３３】予備圧延については、表２に示す通り、本
発明例の鋼番１〜５，９〜１２および比較例の１３〜１
９，２３〜２６は、厚み１５０mm〜２５０mmの鋳片を用
い、最終製品板厚の２倍程度の厚みまで行ったが、本発
明例の鋼番６〜８および比較例の２０〜２２は厚み５０
mmに鋳造した鋳片をそのまま予備圧延なしで使用した。
発明例の鋼番１〜５，９〜１２および比較例の１３〜１
９，２３〜２６は、厚み１５０mm〜２５０mmの鋳片を用
い、最終製品板厚の２倍程度の厚みまで行ったが、本発
明例の鋼番６〜８および比較例の２０〜２２は厚み５０
mmに鋳造した鋳片をそのまま予備圧延なしで使用した。
【００３４】また、昇温については表２に示す通り、本
発明例の鋼番１〜４と比較例の１５〜１８は前述した予
備圧延後室温まで十分に冷却し、本発明例の鋼番８およ
び比較例の２１，２２は鋳造後に共に室温まで十分に冷
却した鋼板と鋳片で、各々は昇温圧延に必要な開始温度
を満足するまで加熱炉で加熱した。また、本発明例の鋼
番５〜７，９〜１２および比較例の１３，１４，１９〜
２０と２３〜２６は、予備圧延或いは鋳造後の冷却過程
から昇温圧延過程に移行させた。
発明例の鋼番１〜４と比較例の１５〜１８は前述した予
備圧延後室温まで十分に冷却し、本発明例の鋼番８およ
び比較例の２１，２２は鋳造後に共に室温まで十分に冷
却した鋼板と鋳片で、各々は昇温圧延に必要な開始温度
を満足するまで加熱炉で加熱した。また、本発明例の鋼
番５〜７，９〜１２および比較例の１３，１４，１９〜
２０と２３〜２６は、予備圧延或いは鋳造後の冷却過程
から昇温圧延過程に移行させた。
【００３５】これ等の中、比較例の鋼番１３，１４は昇
温中圧延時の圧下率が十分ではない。従って、鋼番１４
は昇温中圧延温度範囲条件を十分に満足しているにもか
かわらず、平均粒径は５μｍ以上で本発明が目標とする
平均粒径３μｍ未満の超細粒組織は得られなかった。
温中圧延時の圧下率が十分ではない。従って、鋼番１４
は昇温中圧延温度範囲条件を十分に満足しているにもか
かわらず、平均粒径は５μｍ以上で本発明が目標とする
平均粒径３μｍ未満の超細粒組織は得られなかった。
【００３６】また、鋼番１９〜２４は初期温度がＡｒ3
点温度以下になっておらず、鋼番２０〜２２，２２，２
６は降温圧延となって昇温圧延が形成されておらず、鋼
番１６，１７，２５は昇温圧延の終了温度が高く、集合
組織の発達状態を表すテンパーカラーによって現出させ
た集合組織コロニーのアスペクト比が４以上とならず、
鋼番１５は昇温圧延開始温度がＡｒ3 点温度以下にあ
り、それぞれ本発明の必要条件を満足してはいない。
点温度以下になっておらず、鋼番２０〜２２，２２，２
６は降温圧延となって昇温圧延が形成されておらず、鋼
番１６，１７，２５は昇温圧延の終了温度が高く、集合
組織の発達状態を表すテンパーカラーによって現出させ
た集合組織コロニーのアスペクト比が４以上とならず、
鋼番１５は昇温圧延開始温度がＡｒ3 点温度以下にあ
り、それぞれ本発明の必要条件を満足してはいない。
【００３７】これ等の比較例の鋼番１３〜２６の材質
は、表３に示す通り、組織の超細粒化と集合組織発達の
両立が達成されず、ｖＴｒｓは−１６０℃以上であり、
Ｋｃａ値＞４００kg／mm1.5 を示す温度も−１０５℃以
上となり、本発明の目標材質を満たさなかった。
は、表３に示す通り、組織の超細粒化と集合組織発達の
両立が達成されず、ｖＴｒｓは−１６０℃以上であり、
Ｋｃａ値＞４００kg／mm1.5 を示す温度も−１０５℃以
上となり、本発明の目標材質を満たさなかった。
【００３８】これに対し、本発明例の鋼番１〜１２の材
質は、表３に示す通り所定の強度と伸びを満たし、本発
明の狙いである靭性は−１６４℃以下を達成し、更に、
伝播中の長い脆性破壊亀裂を停止させるのに必要なアレ
スト性能Ｋｃａ値＞４００kg／mm1.5 を示す温度は−１
２０℃以下の良好な値を示した。
質は、表３に示す通り所定の強度と伸びを満たし、本発
明の狙いである靭性は−１６４℃以下を達成し、更に、
伝播中の長い脆性破壊亀裂を停止させるのに必要なアレ
スト性能Ｋｃａ値＞４００kg／mm1.5 を示す温度は−１
２０℃以下の良好な値を示した。
【００３９】
【発明の効果】本発明は上記した手段を用いて上記した
作用を利用したので、圧延中に圧延材に施す昇温方法を
付加するのみで、厚み全域にわたって平均粒径２μｍ以
下の超細粒組織と集合組織を兼ね備えた鋼板を生産性良
く、経済的に製造することを可能とするもので、当業分
野にもたらす効果は大きい。
作用を利用したので、圧延中に圧延材に施す昇温方法を
付加するのみで、厚み全域にわたって平均粒径２μｍ以
下の超細粒組織と集合組織を兼ね備えた鋼板を生産性良
く、経済的に製造することを可能とするもので、当業分
野にもたらす効果は大きい。
【図１】テンパーカラー法で現出させた組織の同一方位
を有するコロニーの長径／短径の比（アスペクト比）と
板厚方向の限界破壊応力の関係を示す図表である。
を有するコロニーの長径／短径の比（アスペクト比）と
板厚方向の限界破壊応力の関係を示す図表である。
【図２】アスペクト比の模式図である。
【図３】フェライト粒径とセパレーション発生限界温度
との関係を示す図表である。
との関係を示す図表である。
【図４】フェライト粒径と−１６５℃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。
発生靭性であるＫｃ値との関係を示す図表である。
【図５】昇温中圧延の終了温度と鋼板の平均粒径、〔１
１０〕面強度比、および靭性の関係を示す図表である。
１０〕面強度比、および靭性の関係を示す図表である。
【図６】本発明鋼および比較鋼の曲げ試験における荷重
変位曲線を示す図表である。
変位曲線を示す図表である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 土師 利昭 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 間渕 秀里 富津市新富20−１ 新日本製鐵株式会社 技術開発本部内 (72)発明者 川島 善樹果 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 昭59−150018（ＪＰ，Ａ) 特開 昭52−24120（ＪＰ，Ａ) 特開 昭63−125618（ＪＰ，Ａ)
Claims (3)
- 【請求項１】 平均円相当粒径が３μｍ以下のフェライ
ト粒を主体とし、同一結晶方位を持つ集合組織コロニー
のアスペクト比が４以上の組織からなることを特徴とす
る低温靭性の良い鋼板。 - 【請求項２】 温度がＡｒ3 点以下の鋳片もしくは鋼板
を外部熱または加工熱、或いは両者で加熱してＡｃ3 点
温度以下から圧延を開始し、該圧延をＡｃ3 点温度−５
０℃〜Ａｃ3 点温度の範囲で終了することを特徴とする
低温靭性の良い鋼板の製造方法。 - 【請求項３】 温度がＡｒ3 点以下で厚さが厚くても最
終板厚の２倍程度の鋳片もしくは鋼板を外部熱または加
工熱、或いはその両者で加熱してＡｃ3 点温度以下から
圧延を開始し、該圧延をＡｃ3 点温度−５０℃〜Ａｃ3
点温度の範囲で終了することを特徴とする低温靭性の良
い鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP4292337A JP2662485B2 (ja) | 1991-11-26 | 1992-10-30 | 低温靭性の良い鋼板およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3-310398 | 1991-11-26 | ||
| JP31039891 | 1991-11-26 | ||
| JP4292337A JP2662485B2 (ja) | 1991-11-26 | 1992-10-30 | 低温靭性の良い鋼板およびその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH05202444A JPH05202444A (ja) | 1993-08-10 |
| JP2662485B2 true JP2662485B2 (ja) | 1997-10-15 |
Family
ID=26558944
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP4292337A Expired - Fee Related JP2662485B2 (ja) | 1991-11-26 | 1992-10-30 | 低温靭性の良い鋼板およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2662485B2 (ja) |
Families Citing this family (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP4985086B2 (ja) * | 2006-12-28 | 2012-07-25 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 脆性亀裂伝播停止特性に優れた高張力厚鋼板およびその製造方法 |
| JP5082667B2 (ja) * | 2007-08-10 | 2012-11-28 | 住友金属工業株式会社 | アレスト特性に優れた高強度厚肉鋼板およびその製造方法 |
| KR20120075274A (ko) | 2010-12-28 | 2012-07-06 | 주식회사 포스코 | 극저온 인성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법 |
| KR101949036B1 (ko) * | 2017-10-11 | 2019-05-08 | 주식회사 포스코 | 저온 변형시효 충격특성이 우수한 후강판 및 그 제조방법 |
Family Cites Families (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5224120A (en) * | 1975-08-20 | 1977-02-23 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | Manufacturing method of high tension hot rolling steel plate, having s upeior tenacity at low temperature |
| JPS59150018A (ja) * | 1983-02-17 | 1984-08-28 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 良加工性Ｔｉ添加熱延高張力鋼板の製造方法 |
-
1992
- 1992-10-30 JP JP4292337A patent/JP2662485B2/ja not_active Expired - Fee Related
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH05202444A (ja) | 1993-08-10 |
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