JPH05148542A - 脆性破壊伝播停止特性の優れた溶接用構造用鋼板とその製造方法 - Google Patents
脆性破壊伝播停止特性の優れた溶接用構造用鋼板とその製造方法Info
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- JPH05148542A JPH05148542A JP3315650A JP31565091A JPH05148542A JP H05148542 A JPH05148542 A JP H05148542A JP 3315650 A JP3315650 A JP 3315650A JP 31565091 A JP31565091 A JP 31565091A JP H05148542 A JPH05148542 A JP H05148542A
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Abstract
細粒化し且つ集合組織を発達させることにより脆性破壊
伝播停止特性であるKca特性とNDT特性を両立させ
る鋼板を生産性よく経済的に製造する。 【構成】 表層部から少なくとも0.1mm以上の範囲に
わたって平均円相当径で3μm以下のフェライト粒から
なり、且つそのフェライト粒の同一結晶方位を有する集
合組織のコロニーのアスペクト比(長径/短径の比)が
4以上の組織により構成されることを特徴とする鋼板及
び鋼片もしくは鋼板を、最終製品板厚をt、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0.1×t0 /t(mm)以上の領域を急冷して、
その後、当該表層部がAc3 以下の温度から圧延を開始
もしくは再開し、(Ac3 −150)℃からAc3 ℃の
範囲で圧延を行う。
Description
の優れた溶接用構造用鋼板とその製造方法に関するもの
である。
上させる手段として、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、且つマイク
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。
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。一方、亀裂伝播の形態により、板厚中心部の特性や
表層部の特性が必要であり、同時に両者を満足すること
が望まれている。
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、Kca特性とNDT特性を両立させる鋼板及びその
製造方法を提供することを課題とする。
ら少なくとも0.1mm以上の範囲にわたり、平均円相当
径で3μm以下のフェライト粒からなり、且つそのフェ
ライト粒の同一結晶方位を有する集合組織のコロニーの
アスペクト比(長径/短径の比)が4以上の組織により
構成される脆性破壊伝播停止特性の優れた溶接用構造用
鋼板である。
製品板厚をt、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0.1×t0 /t
(mm)以上の領域を急冷して、その後、当該表層部がA
c3 以下の温度から圧延を開始もしくは再開し、圧延終
了温度を(Ac3 −150)℃からAc3 ℃の範囲とし
て、表層部から少なくとも0.1mm以上の範囲にわたっ
て平均円相当径で3μm以下のフェライト粒からなり、
且つそのフェライト粒の同一結晶方位を有する集合組織
のコロニーのアスペクト比(長径/短径の比)が4以上
の組織をうる脆性破壊伝播停止特性の優れた溶接用構造
用鋼板の製造方法である。
終了後冷却速度が5℃/sec 以上で加速冷却し、必要に
応じて550℃以下で焼戻し熱処理を適用するものであ
る。本発明において、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。
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%以上含有するものであるが、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。
且つ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、0.01〜
1.0%に規制する。
0.3%以上の含有量が必要であるが、Mnは変態温度
を下げるので、過剰の含有量は2相域圧延温度を下げ過
ぎ変形抵抗が上昇するので2.0%を上限とする。
の他、圧延過程での固溶、析出による鋼の結晶方位の整
合及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。
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N
i,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。
解決するために、一般的な構造用鋼を用いて種々の実験
・検討を繰り返した。その過程で、Kca特性が優れて
いるにもかかわらずNDT特性が悪いのは、鋼板表層の
極限られた領域の組織に起因することを突き止め、鋼板
表面の組織を改質するだけでNDT特性とKca特性を
容易に両立しうる可能性を見いだした。
及ぼす影響の定量化、極表層組織の改質方法を検討する
ため、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。
域圧延を60%以上実施した鋼板のKca特性とNDT
特性を調査したところ、Kca値が600kgf/mm1.5
以上の性能を示す温度でも落重試験では破断の結果を示
し、NDT温度はそれよりも高温側となった。
晶温度域圧延中に鋼板表面の温度はAr3 点以下とな
り、一部変態したフェライトが圧延により歪を受けて加
工フェライトとなり、且つ一部の加工フェライトは圧延
によって得られた歪エネルギーを駆動力として異常粒成
長を起し、加工フェライト+異常粗粒フェライトのきわ
めて靭性の劣化した組織が表層部に生成したためである
ことを知見した。
の靭性劣化相がNDT特性劣化に及ぼす影響を定量化し
た。その結果を図1に示す。靭性劣化相が0.1mmでも
存在するとNDT特性は劣化することが明らかとなり、
NDT特性を向上させるためには表層の0.1mmレベル
の極限られた組織の改質がきわめて重要であることを知
見した。
は、低温域での圧延が重要であり、その結果として鋼板
表面の温度がより低温化してかような靭性劣化相が形成
してしまうのである。そこで、圧延中に鋼板表面を水冷
し、Ar1 点以下とすることで一旦フェライト変態させ
てしまい、冷却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組織を昇温
させながら更に圧延を行い、表層部のみ3μm以下の超
細粒組織として、その表層改質組織の厚みを表面研削し
ながら変化させ、NDT特性とその厚みの関係を定量化
した。
0.1mm以上あればNDT特性は10℃以上向上し、且
つ2mm以上あってもその結果は殆ど変わらないことが明
らかとなった。
細粒な上、集合組織が発達しているので容易にセパレー
ションを生じるために塑性域の小さな低温域でも脆性破
壊しない組織である。この集合組織の存在を規定するも
のとして、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、アスペクト
比が4以上であればセパレーション発生させるのに必要
な板厚方向の限界破壊応力の低下を実現しうることを見
いだした。この時、板厚内部は未再結晶域圧延温度で圧
延されるので十分なKca特性が確保できた。
両立させる鋼板としては、表層から少なくとも0.1mm
以上、2mmまでを平均円相当径が3μm以下のフェライ
ト粒からなり、且つそのフェライト粒の同一結晶方位を
有する集合組織のコロニーのアスペクト比(長径/短径
の比)が4以上の組織を達成すればよいことを見いだし
た。
び得られた材質を表2に比較例と共に示す。
1,22,24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。その為、比較例である試
験番号21,22,24の表層部の組織は細粒化しなか
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、
比較例の試験番号13〜20,23は、いずれも粗圧延
後の冷却は実施しておらず、仕上げ圧延温度が板厚平均
でAr3 点直上を狙っていたため、表面の温度はAr3
点以下となり、ここでの圧延によりフェライトの異常粒
成長が生じ、その結果表層部のフェライト粒が粗大化し
た。
3〜20,23は仕上げ圧延により板厚中央部の組織は
細粒化してアレスト性能としてKca=600kgf/mm
1.5 を示す温度は−50℃と良好なものの、NDT特性
は−60℃に達していない。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−60℃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。
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、
その工業的効果が大きい。
含有する組織の存在する靭性劣化相の表層からの厚み
と、当該靭性劣化相によるNDT温度の劣化代の図表で
ある。(b)は靭性劣化相の模式図である。
のアスペクト比が4以上の組織からなる表層改質相の厚
みと、NDT特性の向上代の図表である。
Claims (4)
- 【請求項1】 表層から少なくとも0.1mm以上の範囲
にわたり平均円相当径で3μm以下のフェライト粒から
なり、且つそのフェライト粒の同一結晶方位を有する集
合組織のコロニーのアスペクト比(長径/短径の比)が
4以上の組織により構成されることを特徴とする脆性破
壊伝播停止特性の優れた溶接用構造用鋼板。 - 【請求項2】 鋼片もしくは鋼板を、最終製品板厚を
t、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0.1×t0/t(mm)以上の領
域を急冷して、その後、当該表層部がAc3以下の温度
から圧延を開始もしくは再開し、圧延終了温度を(Ac
3 −150)℃からAc3 ℃の範囲として、表層部から
少なくとも0.1mm以上の範囲にわたって平均円相当径
で3μm以下のフェライト粒径からなり、且つそのフェ
ライト粒径の同一結晶方位を有する集合組織のコロニー
のアスペクト比(長径/短径の比)が4以上の組織をう
ることを特徴とする脆性破壊伝播停止特性の優れた溶接
用構造用鋼板の製造方法。 - 【請求項3】 圧延終了後冷却速度が5℃/sec 以上で
加速冷却することを特徴とする請求項2記載の脆性破壊
伝播停止特性の優れた溶接用構造用鋼板の製造方法。 - 【請求項4】 圧延終了後冷却速度が5℃/sec 以上で
加速冷却し、更に焼戻し熱処理をすることを特徴とする
請求項2記載の脆性破壊伝播停止特性の優れた溶接用構
造用鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP3315650A JP2633757B2 (ja) | 1991-11-29 | 1991-11-29 | 脆性破壊伝播停止特性の優れた溶接用構造用鋼板とその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
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JP3315650A JP2633757B2 (ja) | 1991-11-29 | 1991-11-29 | 脆性破壊伝播停止特性の優れた溶接用構造用鋼板とその製造方法 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH05148542A true JPH05148542A (ja) | 1993-06-15 |
JP2633757B2 JP2633757B2 (ja) | 1997-07-23 |
Family
ID=18067925
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP3315650A Expired - Fee Related JP2633757B2 (ja) | 1991-11-29 | 1991-11-29 | 脆性破壊伝播停止特性の優れた溶接用構造用鋼板とその製造方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JP2633757B2 (ja) |
Cited By (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
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 |
KR20150057998A (ko) | 2013-11-19 | 2015-05-28 | 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 | 강판 |
Citations (3)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS63243220A (ja) * | 1987-03-31 | 1988-10-11 | Nippon Steel Corp | 板厚中心部の靭性に優れた厚鋼板の製造法 |
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 |
JPH059651A (ja) * | 1991-07-05 | 1993-01-19 | Kobe Steel Ltd | 脆性破壊伝播停止特性に優れる厚肉鋼板およびその製造方法 |
-
1991
- 1991-11-29 JP JP3315650A patent/JP2633757B2/ja not_active Expired - Fee Related
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Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
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JPS63243220A (ja) * | 1987-03-31 | 1988-10-11 | Nippon Steel Corp | 板厚中心部の靭性に優れた厚鋼板の製造法 |
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JP2633757B2 (ja) | 1997-07-23 |
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