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
(57)【要約】
【目的】 表層から少なくとも０．１mm以上の範囲を超
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。
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
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、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に関するもの
である。
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。
【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、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。
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。
【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。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。
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。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、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、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。
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。
【０００５】
【課題を解決するための手段】本発明の要旨は、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。
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。
【０００６】更に本発明は、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。
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。
【０００７】更に本発明は上記製造方法において、圧延
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。
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。
【０００８】これ等の各成分元素とその添加理由は以下
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。
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。
【０００９】Ｓｉは溶鋼の脱酸元素として必要であり、
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。
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。
【００１０】Ｍｎは鋼材の強度を向上する成分として
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。
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。
【００１１】Ａｌ及び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。
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。
【００１２】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。
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。
【００１３】本発明者らは前記従来技術が有する課題を
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。
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。
【００１４】本発明者らは更に表層組織がＮＤＴ特性に
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。
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。
【００１５】Ｋｃａ特性を向上させるために、未再結晶
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。
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。
【００１６】この実験結果を詳細に調べた結果、未再結
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。
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。
【００１７】そこで、この靭性劣化相を表面研削し、こ
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。
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。
【００１８】ところが、Ｋｃａ特性を向上させるために
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。
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。
【００１９】その結果を図２に示す。表層改質組織が
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。
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。
【００２０】この表層改質組織は、粒径が３μｍ以下と
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。
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。
【００２１】このことから、ＮＤＴ特性とＫｃａ特性を
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。
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。
【００２２】
【実施例】実施例の供試鋼の成分を表１に、製造条件及
び得られた材質を表２に比較例と共に示す。
び得られた材質を表２に比較例と共に示す。
【００２３】
【表１】
【表２】
【表３】 本発明例の試験番号１〜１２及び比較例の試験番号２
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。
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。
【００２４】これらの比較例の材質は、板厚全体が二相
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。
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。
【００２５】従って、これらの比較例である試験番号１
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。
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。
【００２６】
【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、
その工業的効果が大きい。
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、
その工業的効果が大きい。
【図１】（ａ）は加工フェライト及び粗粒フェライトを
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。
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。
【図２】フェライト粒が３μｍ以下で集合組織コロニー
のアスペクト比が４以上の組織からなる表層改質相の厚
みと、ＮＤＴ特性の向上代の図表である。
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。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 吉川 宏 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
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)
| 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 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
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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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1991
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Patent Citations (3)
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