JPH05202444A - 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
- Publication number
- JPH05202444A JPH05202444A JP4292337A JP29233792A JPH05202444A JP H05202444 A JPH05202444 A JP H05202444A JP 4292337 A JP4292337 A JP 4292337A JP 29233792 A JP29233792 A JP 29233792A JP H05202444 A JPH05202444 A JP H05202444A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- temperature
- steel
- rolling
- point
- temp
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Granted
Links
Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Abstract
中の脆性亀裂をも停止しうる鋼板。 【構成】 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低温靭性の良い鋼
板。温度がAr3 点温度以下の鋳片もしくは鋼板の圧延
を外部熱もしくは加工熱、或いはその両者で加熱してA
c3 点以下の温度から圧延を開始し、該圧延をAc3 点
温度−50℃〜Ac3 点温度の範囲で終了する。 【効果】 母材靭性としてのvTrsが−120℃以下
で、脆性破壊伝播停止靭性であるKca値が400kgf
/mm1.5 を示す温度が−120℃以下を示す鋼板が生産
性良く経済的に安定して得られる。
Description
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
得られた材質を表3に比較例と共に実施例を示す。
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1〜4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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
10〕面強度比、および靭性の関係を示す図表である。
変位曲線を示す図表である。
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 true JPH05202444A (ja) | 1993-08-10 |
JP2662485B2 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) |
Cited By (4)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP2008179878A (ja) * | 2006-12-28 | 2008-08-07 | Jfe Steel Kk | 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 |
JP2009041083A (ja) * | 2007-08-10 | 2009-02-26 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 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 |
JP2014505170A (ja) * | 2010-12-28 | 2014-02-27 | ポスコ | 極低温靭性に優れた高強度鋼板及びその製造方法 |
JP2020537047A (ja) * | 2017-10-11 | 2020-12-17 | ポスコPosco | 低温変形時効衝撃特性に優れた厚鋼板及びその製造方法 |
Citations (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
Patent Citations (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 |
Cited By (5)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP2008179878A (ja) * | 2006-12-28 | 2008-08-07 | Jfe Steel Kk | 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 |
JP2009041083A (ja) * | 2007-08-10 | 2009-02-26 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 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 |
JP2014505170A (ja) * | 2010-12-28 | 2014-02-27 | ポスコ | 極低温靭性に優れた高強度鋼板及びその製造方法 |
US9255305B2 (en) | 2010-12-28 | 2016-02-09 | Posco | High-strength steel sheet having superior toughness at cryogenic temperatures, and method for manufacturing same |
JP2020537047A (ja) * | 2017-10-11 | 2020-12-17 | ポスコPosco | 低温変形時効衝撃特性に優れた厚鋼板及びその製造方法 |
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
JP2662485B2 (ja) | 1997-10-15 |
Similar Documents
Publication | Publication Date | Title |
---|---|---|
JP4022958B2 (ja) | 溶接熱影響部靱性に優れた高靱性厚鋼板およびその製造方法 | |
JPH08295982A (ja) | 低温靱性に優れた厚鋼板およびその製造方法 | |
JP3467767B2 (ja) | 脆性亀裂伝播停止特性に優れた鋼材およびその製造方法 | |
CN116083792A (zh) | V系550MPa级建筑结构用抗震耐候钢板及其制备方法 | |
JP4687554B2 (ja) | 焼入れ部材用鋼板、焼入れ部材及びその製造方法 | |
JP3842836B2 (ja) | 低温靱性に優れた高張力鋼材の製造方法 | |
JP3922805B2 (ja) | 低温靭性に優れた高張力鋼材の製造方法 | |
JP3242303B2 (ja) | 超微細粒を有する延性、靱性、疲労特性、強度延性バランスに優れた高張力熱延鋼板およびその製造方法 | |
JPH029647B2 (ja) | ||
JP2662485B2 (ja) | 低温靭性の良い鋼板およびその製造方法 | |
JPH10237547A (ja) | 高延性高強度冷延鋼板及びその製造方法 | |
JP3009558B2 (ja) | 耐サワー性の優れた薄手高強度鋼板の製造方法 | |
JPH093591A (ja) | 極厚高張力鋼板およびその製造方法 | |
JP2807592B2 (ja) | 耐脆性破壊特性の良好な構造用鋼板の製造方法 | |
JP3348359B2 (ja) | アレスト性能の優れた構造用鋼とその製造方法 | |
JPS63203721A (ja) | 耐水素誘起割れ性及び耐応力腐食割れ性にすぐれる熱延鋼板の製造方法 | |
EP4435133A1 (en) | Hot-rolled steel for enameling having enameling and firing strengthening property, and manufacturing method therefor | |
JPH058256B2 (ja) | ||
JPS5952207B2 (ja) | 低降伏比、高靭性、高張力鋼板の製造方法 | |
JP3359349B2 (ja) | 耐脆性破壊特性の優れた構造用鋼 | |
JP2662486B2 (ja) | 低温靭性の優れた鋼板及びその製造方法 | |
JPH11256229A (ja) | 脆性亀裂伝播停止特性に優れた鋼材およびその製造方法 | |
JP2971401B2 (ja) | 耐脆性破壊特性の良好な構造用鋼板 | |
JPH03226521A (ja) | 耐火性に優れた建築用低降伏比高強度冷延鋼板の製造方法 | |
JPH05148545A (ja) | 脆性亀裂伝播停止特性の優れた厚鋼板の製造方法 |
Legal Events
Date | Code | Title | Description |
---|---|---|---|
A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 19970513 |
|
FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20080613 Year of fee payment: 11 |
|
FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20090613 Year of fee payment: 12 |
|
FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20090613 Year of fee payment: 12 |
|
FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20100613 Year of fee payment: 13 |
|
FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20100613 Year of fee payment: 13 |
|
FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20110613 Year of fee payment: 14 |
|
LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |