JP3359349B2 - 耐脆性破壊特性の優れた構造用鋼 - Google Patents
耐脆性破壊特性の優れた構造用鋼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、上記課題を達
成するために、以下の構成を要旨とする。 重量％で、 Ｃ ：０．０２〜０．２０％、 Ｓｉ：０．０１〜１．０％、 Ｍｎ：０．３〜２．０％、 Ａｌ：０．００１〜０．２０％、 Ｎ ：０．０２０％以下、 Ｐ ：０．０１％以下、 Ｓ ：０．０１％以下 を含有し、さらに、 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種又は２種以上を合計４．５％以下含有し、残部Ｆ
ｅ及び不可避的不純物からなる 鋼板の表層部に、板厚の
２％以上の範囲にわたって平均円相当粒径が３μｍ以下
のフェライト組織もしくはベーナイト組織を主体とし、
更に、平均円相当径が０．６μｍ以下の球状炭化物相よ
り構成される組織を有し、且つ、前記表層部のフェライ
ト組織もしくはベーナイト組織の、同一結晶方位を有す
る集合組織コロニーのアスペクト比（長径／短径の比）
が４以上であることを特徴とする耐脆性破壊特性の優れ
た構造用鋼。
成するために、以下の構成を要旨とする。 重量％で、 Ｃ ：０．０２〜０．２０％、 Ｓｉ：０．０１〜１．０％、 Ｍｎ：０．３〜２．０％、 Ａｌ：０．００１〜０．２０％、 Ｎ ：０．０２０％以下、 Ｐ ：０．０１％以下、 Ｓ ：０．０１％以下 を含有し、さらに、 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種又は２種以上を合計４．５％以下含有し、残部Ｆ
ｅ及び不可避的不純物からなる 鋼板の表層部に、板厚の
２％以上の範囲にわたって平均円相当粒径が３μｍ以下
のフェライト組織もしくはベーナイト組織を主体とし、
更に、平均円相当径が０．６μｍ以下の球状炭化物相よ
り構成される組織を有し、且つ、前記表層部のフェライ
ト組織もしくはベーナイト組織の、同一結晶方位を有す
る集合組織コロニーのアスペクト比（長径／短径の比）
が４以上であることを特徴とする耐脆性破壊特性の優れ
た構造用鋼。
【０００８】本発明において、対象とする構造用鋼は、
例えば前記した特公昭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。
例えば前記した特公昭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。
【０００９】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。
【００１０】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。
【００１１】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。
【００１２】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。
【００１３】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。
れぞれ０．０１％以下、０．０１％以下とする。
【００１４】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、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、圧延が困難になるので、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。尚、平均円相当粒
径とは、該当する組織の個別の粒に注目して、その面積
が等しくなるように想定した円の直径を求め、平均した
ものである。
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、圧延が困難になるので、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。尚、平均円相当粒
径とは、該当する組織の個別の粒に注目して、その面積
が等しくなるように想定した円の直径を求め、平均した
ものである。
【００１５】
【作用】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径を５μｍ以下に細粒化しても、図
１に示すように母材靭性であるｖＴｒｓは殆ど向上しな
かった。そこで、そのメカニズムについて詳細に調査す
るため、下記に示すような化学成分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。 Ｃ ：０．０４〜０．１５％ Ｓｉ：０．１５〜
０．２５％ Ｍｎ：０．４〜１．６％ Ａｌ：０．０１〜
０．０５％ Ｐ ：０．００５〜０．００８％ Ｓ ：０．００１
〜０．００３％ その結果、フェライト粒径が５μｍ以下の組織の脆性破
壊が、パーライトコロニーから発生しており、フェライ
ト粒径が５μｍ〜１．４μｍでパーライトコロニー相の
寸法は殆ど変わってはいなかった。そこで、焼入れ・焼
戻し熱処理により炭化物相の形態を変化させて、炭化物
相の平均寸法と脆性破壊を発生させるのに必要な微視的
限界破壊応力の関係を調査した結果、図２に示すように
炭化物相の寸法のみならずその形態によっても脆性破壊
発生特性が大きく変化することが判明した。
鋼板のフェライト粒径を５μｍ以下に細粒化しても、図
１に示すように母材靭性であるｖＴｒｓは殆ど向上しな
かった。そこで、そのメカニズムについて詳細に調査す
るため、下記に示すような化学成分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。 Ｃ ：０．０４〜０．１５％ Ｓｉ：０．１５〜
０．２５％ Ｍｎ：０．４〜１．６％ Ａｌ：０．０１〜
０．０５％ Ｐ ：０．００５〜０．００８％ Ｓ ：０．００１
〜０．００３％ その結果、フェライト粒径が５μｍ以下の組織の脆性破
壊が、パーライトコロニーから発生しており、フェライ
ト粒径が５μｍ〜１．４μｍでパーライトコロニー相の
寸法は殆ど変わってはいなかった。そこで、焼入れ・焼
戻し熱処理により炭化物相の形態を変化させて、炭化物
相の平均寸法と脆性破壊を発生させるのに必要な微視的
限界破壊応力の関係を調査した結果、図２に示すように
炭化物相の寸法のみならずその形態によっても脆性破壊
発生特性が大きく変化することが判明した。
【００１６】−１６５℃にて脆性破壊を生じさせないた
めには、亀裂先端での応力集中を考慮すると、−１６５
℃での降伏強度の少なくとも３倍以上の微視的限界破壊
応力が必要となるので、フェライト・パーライト鋼で達
成可能な−１６５℃における降伏強度が１００kg／mm2
程度であることから微視的限界破壊応力は３００kg／mm
2 以上必要となる。従って、この微視的限界破壊応力レ
ベルを達成するためには、炭化物相の寸法を限定するだ
けでは不十分で、形態を球状化させて、かつ寸法を円相
当径０．６μｍ以下とする必要のあることを知見した。
めには、亀裂先端での応力集中を考慮すると、−１６５
℃での降伏強度の少なくとも３倍以上の微視的限界破壊
応力が必要となるので、フェライト・パーライト鋼で達
成可能な−１６５℃における降伏強度が１００kg／mm2
程度であることから微視的限界破壊応力は３００kg／mm
2 以上必要となる。従って、この微視的限界破壊応力レ
ベルを達成するためには、炭化物相の寸法を限定するだ
けでは不十分で、形態を球状化させて、かつ寸法を円相
当径０．６μｍ以下とする必要のあることを知見した。
【００１７】図３に、フェライト粒径と脆性破壊発生特
性を示す破壊靭性値Ｋｃとの関係を示す。フェライト粒
径が２μｍ以下で、炭化物相が球状のものは、−１６５
℃でも５００kg／mm2 以上の優れた破壊靭性値を示す。
性を示す破壊靭性値Ｋｃとの関係を示す。フェライト粒
径が２μｍ以下で、炭化物相が球状のものは、−１６５
℃でも５００kg／mm2 以上の優れた破壊靭性値を示す。
【００１８】本発明者らは、さらに低温でも脆性破壊を
生じさせないことを目的として、以下の検討を実施し
た。亀裂、ある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、亀裂ある
いは切欠先端の応力をなんらかの手段で低下させる方法
が考えられる。
生じさせないことを目的として、以下の検討を実施し
た。亀裂、ある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、亀裂ある
いは切欠先端の応力をなんらかの手段で低下させる方法
が考えられる。
【００１９】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、結果的に亀裂ある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よいことがわかる。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、結果的に亀裂ある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よいことがわかる。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。
【００２０】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にくいため、セパレーショ
ンの発生するまえに亀裂先端で鋼板の限界破壊応力に達
してしまい、脆性破壊を呈するためであると考えられ
る。そこで下記の実験を行った。
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にくいため、セパレーショ
ンの発生するまえに亀裂先端で鋼板の限界破壊応力に達
してしまい、脆性破壊を呈するためであると考えられ
る。そこで下記の実験を行った。
【００２１】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。その結果、図４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。
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。その結果、図４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。
【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５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５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】目的とする脆性破壊伝播停止性能は、伝播
中の亀裂先端でのミクロ的な発生特性であると考えられ
るので、図６に、アスペクト比の異なるフェライト粒径
と−１９６℃での衝撃荷重による脆性破壊発生靭性Ｋｉ
ｄとの関係を示す。すなわち、集合組織を発達させ、且
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の伝
播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を発生可能な集合組織を
発達させたためである。さらに、炭化物相を球状化して
且つ平均円相当径を０．６μｍ以下に制御した組織では
飛躍的にＫｉｄ値の向上が確認された。
中の亀裂先端でのミクロ的な発生特性であると考えられ
るので、図６に、アスペクト比の異なるフェライト粒径
と−１９６℃での衝撃荷重による脆性破壊発生靭性Ｋｉ
ｄとの関係を示す。すなわち、集合組織を発達させ、且
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の伝
播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を発生可能な集合組織を
発達させたためである。さらに、炭化物相を球状化して
且つ平均円相当径を０．６μｍ以下に制御した組織では
飛躍的にＫｉｄ値の向上が確認された。
【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５℃／sec 以上の冷却速度で冷却し、Ａｒ
1 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った。
に鋼板表面を５℃／sec 以上の冷却速度で冷却し、Ａｒ
1 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った。
【００２５】圧延終了後、空冷させた組織を観察したと
ころ、炭化物は球状化しているものの一部０．６μｍ以
上の粗大な相が存在しており、かつフェライト粒にも粗
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、２℃／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、および炭化物の粗大化
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、炭化物は球状化しているものの一部０．６μｍ以
上の粗大な相が存在しており、かつフェライト粒にも粗
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、２℃／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、および炭化物の粗大化
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 点以下で圧延を終了して
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３μｍ以下の超細粒組織と、０．６μｍ以下の微細
な球状炭化物よりなる組織が形成された。
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３μｍ以下の超細粒組織と、０．６μｍ以下の微細
な球状炭化物よりなる組織が形成された。
【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。
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。
【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】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、鋼板表層部をＡｒ1 点以下にしてフェ
ライト変態させたものであるが、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。
の試験番号１３〜１６，２１，２２，２４は、粗圧延後
に冷却を適用し、鋼板表層部をＡｒ1 点以下にしてフェ
ライト変態させたものであるが、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。
【００３３】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、フェライト粒径が３μ
ｍ以下にならず、比較例１５，１６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。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＝６００kgf/mm1.5 を示す温度、ＮＤＴ特性共
に−６０℃には達しなかった。
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、フェライト粒径が３μ
ｍ以下にならず、比較例１５，１６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。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＝６００kgf/mm1.5 を示す温度、ＮＤＴ特性共
に−６０℃には達しなかった。
【００３４】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−８０℃以上を示し、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。また、疲労特性も本発明例は良好であった。
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−８０℃以上を示し、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。また、疲労特性も本発明例は良好であった。
【００３５】
【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、粗圧延後、表層部のみ冷却してＡ
ｒ1 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ＮＤＴ
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。
作用を利用したので、粗圧延後、表層部のみ冷却してＡ
ｒ1 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ＮＤＴ
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】フェライト粒径と母材靭性を示すｖＴｒｓの関
係を示す図表である。
係を示す図表である。
【図２】炭化物相の平均円相当粒径と微視的限界破壊応
力との関係を示す図表である。
力との関係を示す図表である。
【図３】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４】（ａ）は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。（ｂ）はアスペクト比の模式図である。
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。（ｂ）はアスペクト比の模式図である。
【図５】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６】フェライト粒径と−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。
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 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 船津 裕二 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５−271861（ＪＰ，Ａ) 特開 平５−271860（ＪＰ，Ａ) 特開 平３−64413（ＪＰ，Ａ) 特開 平５−148542（ＪＰ，Ａ) 特開 平９−104948（ＪＰ，Ａ) 菊池正紀、西尾珠樹、矢野一範，表面 き裂の延性破壊に関する研究（第２報、 アスペクト比の影響），日本機会学会論 文集（Ａ）編，日本，1989年３月，第55 巻第511号，Ｐ．560−567 (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) C22C 38/00 - 38/60 C21D 8/00 - 8/10
Claims (1)
- 【請求項１】 重量％で、 Ｃ ：０．０２〜０．２０％、 Ｓｉ：０．０１〜１．０％、 Ｍｎ：０．３〜２．０％、 Ａｌ：０．００１〜０．２０％、 Ｎ ：０．０２０％以下、 Ｐ ：０．０１％以下、 Ｓ ：０．０１％以下 を含有し、さらに、 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種又は２種以上を合計４．５％以下含有し、残部Ｆ
ｅ及び不可避的不純物からなる 鋼板の表層部に、板厚の
２％以上の範囲にわたって平均円相当粒径が３μｍ以下
のフェライト組織もしくはベーナイト組織を主体とし、
更に、平均円相当径が０．６μｍ以下の球状炭化物相よ
り構成される組織を有し、且つ、前記表層部のフェライ
ト組織もしくはベーナイト組織の、同一結晶方位を有す
る集合組織コロニーのアスペクト比（長径／短径の比）
が４以上であることを特徴とする耐脆性破壊特性の優れ
た構造用鋼。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP06751692A JP3359349B2 (ja) | 1992-03-25 | 1992-03-25 | 耐脆性破壊特性の優れた構造用鋼 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP06751692A JP3359349B2 (ja) | 1992-03-25 | 1992-03-25 | 耐脆性破壊特性の優れた構造用鋼 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH05271862A JPH05271862A (ja) | 1993-10-19 |
| JP3359349B2 true JP3359349B2 (ja) | 2002-12-24 |
Family
ID=13347232
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP06751692A Expired - Lifetime JP3359349B2 (ja) | 1992-03-25 | 1992-03-25 | 耐脆性破壊特性の優れた構造用鋼 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3359349B2 (ja) |
Families Citing this family (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| 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 |
| JP4858221B2 (ja) * | 2007-02-22 | 2012-01-18 | 住友金属工業株式会社 | 耐延性き裂発生特性に優れる高張力鋼材 |
-
1992
- 1992-03-25 JP JP06751692A patent/JP3359349B2/ja not_active Expired - Lifetime
Non-Patent Citations (1)
| Title |
|---|
| 菊池正紀、西尾珠樹、矢野一範，表面き裂の延性破壊に関する研究（第２報、アスペクト比の影響），日本機会学会論文集（Ａ）編，日本，１９８９年３月，第５５巻第５１１号，Ｐ．５６０−５６７ |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH05271862A (ja) | 1993-10-19 |
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