JPH059651A - 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 - Google Patents
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Info
- Publication number
- JPH059651A JPH059651A JP16565191A JP16565191A JPH059651A JP H059651 A JPH059651 A JP H059651A JP 16565191 A JP16565191 A JP 16565191A JP 16565191 A JP16565191 A JP 16565191A JP H059651 A JPH059651 A JP H059651A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- rolling
- transformation point
- less
- brittle fracture
- temperature
- 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.)
- Pending
Links
Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Abstract
(57)【要約】
【構成】 C:0.05〜0.25％、 Si:0.10〜0.50％、 Mn:0.
70〜2.0 ％、P:0.020 ％以下、S:0.015 ％以下、Al:0.0
10〜0.080 ％を含有し、Feおよび残部不純物からなる鋼
板で、フェライト結晶粒度が８以上で、かつ鋼板の表裏
面から厚さ方向にそれぞれ1/4 の範囲において単位面積
(mm2) 当たりのフェライト結晶粒径比（粒径の平均短径
(mm)に対する平均長径(mm)の比）が2.0 以上となるフェ
ライト結晶粒を面積率で20％以上生成させた厚肉鋼板。 【効果】 脆性破壊伝播停止特性に優れる厚肉鋼板を得
ることができる。
70〜2.0 ％、P:0.020 ％以下、S:0.015 ％以下、Al:0.0
10〜0.080 ％を含有し、Feおよび残部不純物からなる鋼
板で、フェライト結晶粒度が８以上で、かつ鋼板の表裏
面から厚さ方向にそれぞれ1/4 の範囲において単位面積
(mm2) 当たりのフェライト結晶粒径比（粒径の平均短径
(mm)に対する平均長径(mm)の比）が2.0 以上となるフェ
ライト結晶粒を面積率で20％以上生成させた厚肉鋼板。 【効果】 脆性破壊伝播停止特性に優れる厚肉鋼板を得
ることができる。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、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に関するものであ
る。
に優れる厚肉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、船体用材、ＬＰＧ船タンク用部材
および寒冷地域の海洋構造物に使用する鋼材には、構造
物の安全性を確保するために、脆性破壊伝播停止特性が
重要視されている。
および寒冷地域の海洋構造物に使用する鋼材には、構造
物の安全性を確保するために、脆性破壊伝播停止特性が
重要視されている。
【０００３】脆性破壊は溶接部または構造部材の疲労亀
裂などから発生するため、鋼構造物の破壊の防止には、
脆性破壊の発生に対する抵抗性の高い鋼材および発生し
た破壊の伝播を阻止する性能を具備した鋼材の使用が望
ましい。
裂などから発生するため、鋼構造物の破壊の防止には、
脆性破壊の発生に対する抵抗性の高い鋼材および発生し
た破壊の伝播を阻止する性能を具備した鋼材の使用が望
ましい。
【０００４】脆性破壊伝播停止特性の向上には、例え
ば、鋼にNiを多量に添加する方法が容易であり広く行わ
れている。しかし、この方法は、Niが稀少な資源である
ために高価であり、大幅に製造コストが上昇するという
問題点があった。
ば、鋼にNiを多量に添加する方法が容易であり広く行わ
れている。しかし、この方法は、Niが稀少な資源である
ために高価であり、大幅に製造コストが上昇するという
問題点があった。
【０００５】この問題点に対しては、Niの添加量を減少
し、圧延方法および熱処理の組合せによって対処する方
法が提案されている。すなわち、鋼の結晶粒の微細化に
よって、脆性破壊伝播停止特性を改善する方法として制
御圧延後に焼きならし処理を行う方法（特開昭60-15562
0 号公報) または制御圧延後水冷し再加熱による焼戻し
処理を行う方法 (特開昭62-77419号公報) などが提案さ
れている。
し、圧延方法および熱処理の組合せによって対処する方
法が提案されている。すなわち、鋼の結晶粒の微細化に
よって、脆性破壊伝播停止特性を改善する方法として制
御圧延後に焼きならし処理を行う方法（特開昭60-15562
0 号公報) または制御圧延後水冷し再加熱による焼戻し
処理を行う方法 (特開昭62-77419号公報) などが提案さ
れている。
【０００６】さらに、脆性破壊伝播停止特性を圧延によ
って向上させる製造方法としては、Ar3変態点〜Ar1 変
態点の温度範囲で圧延を行う所謂γ−α二相域圧延法も
ある。
って向上させる製造方法としては、Ar3変態点〜Ar1 変
態点の温度範囲で圧延を行う所謂γ−α二相域圧延法も
ある。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】しかし、特開昭60-155
620 号公報または特開昭62-77419号公報で提案している
結晶粒の微細化のみでは脆性破壊伝播停止特性を向上さ
せることにも限界があり、また、圧延後熱処理を行って
も必ずしも脆性破壊伝播停止特性の向上効果が大きいと
はいえないなどの問題点がある。
620 号公報または特開昭62-77419号公報で提案している
結晶粒の微細化のみでは脆性破壊伝播停止特性を向上さ
せることにも限界があり、また、圧延後熱処理を行って
も必ずしも脆性破壊伝播停止特性の向上効果が大きいと
はいえないなどの問題点がある。
【０００８】γ−α二相域圧延法では、サブグレインを
含む結晶粒の微細化と著しいセパレーション密度の増加
とによって、シャルピ衝撃破面遷移温度（vTrs）および
脆性破壊伝播停止特性の目安となるＮＲＬ落重試験によ
って求められる無延性遷移温度（ＮＤＴ温度）が低温側
に移行し、脆性破壊伝播停止特性は飛躍的に向上する。
しかしながら、セパレーション密度の増加によって、シ
ャルピ衝撃吸収エネルギ（vE）が低下するため、耐脆性
破壊発生特性は劣化し、また、板厚方向の強度も低下す
るという問題点がある。
含む結晶粒の微細化と著しいセパレーション密度の増加
とによって、シャルピ衝撃破面遷移温度（vTrs）および
脆性破壊伝播停止特性の目安となるＮＲＬ落重試験によ
って求められる無延性遷移温度（ＮＤＴ温度）が低温側
に移行し、脆性破壊伝播停止特性は飛躍的に向上する。
しかしながら、セパレーション密度の増加によって、シ
ャルピ衝撃吸収エネルギ（vE）が低下するため、耐脆性
破壊発生特性は劣化し、また、板厚方向の強度も低下す
るという問題点がある。
【０００９】
【課題を解決するための手段】そこで、本発明者らは上
記の問題点を解決するために、脆性破壊伝播停止特性が
優れ、かつ、シャルピ衝撃吸収エネルギが大きく耐脆性
破壊発生特性も優れた鋼板とその製造方法について、鋭
意研究を重ねた結果、圧延条件をより効果的に制御し、
圧延後のフェライト結晶粒度の細粒化とともに、結晶粒
の粒径比（粒径の平均短径(mm)に対する平均長径(mm)の
比）が2.0 以上の結晶粒を、鋼板の表裏面からそれぞれ
厚さ方向の1/4 の範囲に、面積率で20％以上生成させる
ことによって、脆性破壊伝播停止特性が優れ、かつ、シ
ャルピ衝撃吸収エネルギが大きい鋼板が得られるという
知見を得て本発明に至ったものである。
記の問題点を解決するために、脆性破壊伝播停止特性が
優れ、かつ、シャルピ衝撃吸収エネルギが大きく耐脆性
破壊発生特性も優れた鋼板とその製造方法について、鋭
意研究を重ねた結果、圧延条件をより効果的に制御し、
圧延後のフェライト結晶粒度の細粒化とともに、結晶粒
の粒径比（粒径の平均短径(mm)に対する平均長径(mm)の
比）が2.0 以上の結晶粒を、鋼板の表裏面からそれぞれ
厚さ方向の1/4 の範囲に、面積率で20％以上生成させる
ことによって、脆性破壊伝播停止特性が優れ、かつ、シ
ャルピ衝撃吸収エネルギが大きい鋼板が得られるという
知見を得て本発明に至ったものである。
【００１０】第１発明は、C:0.05〜0.25％、 Si:0.10〜
0.50％、 Mn:0.70〜2.0 ％、P:0.020 ％以下、S:0.015
％以下、Al:0.010〜0.080 ％を含有し、Feおよび残部不
純物からなる鋼板で、フェライト結晶粒度が８以上で、
かつ鋼板の表裏面から厚さ方向にそれぞれ1/4 の範囲に
おいて単位面積(mm2) 当たりのフェライト結晶粒径比
（粒径の平均短径(mm)に対する平均長径(mm)の比）が2.
0 以上となるフェライト結晶粒を面積率で20％以上生成
させた脆性破壊伝播停止特性に優れる厚肉鋼板である。
0.50％、 Mn:0.70〜2.0 ％、P:0.020 ％以下、S:0.015
％以下、Al:0.010〜0.080 ％を含有し、Feおよび残部不
純物からなる鋼板で、フェライト結晶粒度が８以上で、
かつ鋼板の表裏面から厚さ方向にそれぞれ1/4 の範囲に
おいて単位面積(mm2) 当たりのフェライト結晶粒径比
（粒径の平均短径(mm)に対する平均長径(mm)の比）が2.
0 以上となるフェライト結晶粒を面積率で20％以上生成
させた脆性破壊伝播停止特性に優れる厚肉鋼板である。
【００１１】第２発明は、さらに、Cu:0.90 ％以下、N
i:1.20 ％以下、Mo:0.50 ％以下、 V:0.080％以下、Nb:
0.005〜0.050 ％、Ti:0.004〜0.030 ％、B:0.0003〜0.0
030％、 Ca:0.0005〜0.0100％、N:0.0015〜0.0080％の
内から選んだ１種または２種以上を含有する請求項１の
脆性破壊伝播停止特性に優れる厚肉鋼板である。
i:1.20 ％以下、Mo:0.50 ％以下、 V:0.080％以下、Nb:
0.005〜0.050 ％、Ti:0.004〜0.030 ％、B:0.0003〜0.0
030％、 Ca:0.0005〜0.0100％、N:0.0015〜0.0080％の
内から選んだ１種または２種以上を含有する請求項１の
脆性破壊伝播停止特性に優れる厚肉鋼板である。
【００１２】第３発明は、請求項１または請求項２の化
学成分を含有する鋼片をAc3 変態点以上の温度に加熱
し、 900℃〜Ar3 変態点の温度範囲における累積圧下率
を40％以上として、最終仕上げ板厚の 1.1〜3.5 倍の厚
さまで圧延を行い、鋼片表面温度が（Ar3 変態点＋100
℃）〜Ar3 変態点の温度範囲で第１次圧延を完了し、そ
の後、 0.5℃／秒〜30℃／秒の冷却速度で、鋼片表面温
度がAr3 変態点〜（Ar3 変態点−100 ℃) の温度範囲ま
で直ちに加速冷却を行い、ついで、第２次圧延を開始
し、第２次圧延の圧延各パスの圧下量を最終仕上げ板厚
の35％以下として複数パスの圧延を行い、Ar3 変態点〜
（Ar3 変態点−120 ℃）の温度範囲で第２次圧延を完了
して最終仕上げ板厚に仕上げた後、放冷または加速冷却
を行う脆性破壊伝播停止特に優れる厚肉鋼板の製造方法
である。
学成分を含有する鋼片をAc3 変態点以上の温度に加熱
し、 900℃〜Ar3 変態点の温度範囲における累積圧下率
を40％以上として、最終仕上げ板厚の 1.1〜3.5 倍の厚
さまで圧延を行い、鋼片表面温度が（Ar3 変態点＋100
℃）〜Ar3 変態点の温度範囲で第１次圧延を完了し、そ
の後、 0.5℃／秒〜30℃／秒の冷却速度で、鋼片表面温
度がAr3 変態点〜（Ar3 変態点−100 ℃) の温度範囲ま
で直ちに加速冷却を行い、ついで、第２次圧延を開始
し、第２次圧延の圧延各パスの圧下量を最終仕上げ板厚
の35％以下として複数パスの圧延を行い、Ar3 変態点〜
（Ar3 変態点−120 ℃）の温度範囲で第２次圧延を完了
して最終仕上げ板厚に仕上げた後、放冷または加速冷却
を行う脆性破壊伝播停止特に優れる厚肉鋼板の製造方法
である。
【００１３】第４発明は、第２次圧延完了後、放冷また
は加速冷却を行った後、焼戻し処理を行う請求項３の脆
性破壊伝播停止特に優れる厚肉鋼板の製造方法である。
は加速冷却を行った後、焼戻し処理を行う請求項３の脆
性破壊伝播停止特に優れる厚肉鋼板の製造方法である。
【００１４】
【作用】以下、本発明の作用について詳述していくこと
にする。まず、本発明における化学成分の限定理由につ
いて説明する。 C は、鋼の強度を確保するために必要かつ有効な元素で
あり、このためには0.05％以上の添加が必要である。し
かし、添加量が0.25％を超えると鋼の靱性が著しく劣化
し、溶接性も劣化する。したがって、C の添加量は0.05
〜0.25％の範囲とする。
にする。まず、本発明における化学成分の限定理由につ
いて説明する。 C は、鋼の強度を確保するために必要かつ有効な元素で
あり、このためには0.05％以上の添加が必要である。し
かし、添加量が0.25％を超えると鋼の靱性が著しく劣化
し、溶接性も劣化する。したがって、C の添加量は0.05
〜0.25％の範囲とする。
【００１５】Siは、脱酸に必要な元素であり、少なくと
も0.10％以上の添加が必要であるが、0.50％を超えて添
加すると靱性が劣化する。このため、Siの添加量は0.10
〜0.50％の範囲とする。
も0.10％以上の添加が必要であるが、0.50％を超えて添
加すると靱性が劣化する。このため、Siの添加量は0.10
〜0.50％の範囲とする。
【００１６】Mnは、鋼の強度と靱性の確保とともに溶接
熱影響部の軟化防止のために必要な元素であり、このた
めには0.70％以上の添加が必要である。しかし、添加量
が2.0 ％を超えると溶接性および溶接熱影響部の靱性が
急激に低下する。したがって、Mnの添加量は0.70〜2.0
％の範囲とする。
熱影響部の軟化防止のために必要な元素であり、このた
めには0.70％以上の添加が必要である。しかし、添加量
が2.0 ％を超えると溶接性および溶接熱影響部の靱性が
急激に低下する。したがって、Mnの添加量は0.70〜2.0
％の範囲とする。
【００１７】P ならびにS は、不純物として鋼中に存在
するが、多量になると母材および溶接熱影響部の靱性を
劣化させるので好ましい元素ではない。このため本発明
では靱性を高め脆性破壊伝播停止特性および脆性破壊発
生防止特性の劣化を防止するため、それぞれ0.020 ％お
よび0.015％以下に限定する。
するが、多量になると母材および溶接熱影響部の靱性を
劣化させるので好ましい元素ではない。このため本発明
では靱性を高め脆性破壊伝播停止特性および脆性破壊発
生防止特性の劣化を防止するため、それぞれ0.020 ％お
よび0.015％以下に限定する。
【００１８】Alは、鋼の脱酸および結晶粒の微細化によ
る靱性の向上に必要な元素であり、このためには 0.010
％以上の添加が必要である。しかし、過多の添加は、Al
酸化物系非金属介在物を生成し靱性を劣化させるため、
その添加量の上限を 0.080％とする。したがって、Alの
添加量は 0.010〜0.080 ％の範囲とする。
る靱性の向上に必要な元素であり、このためには 0.010
％以上の添加が必要である。しかし、過多の添加は、Al
酸化物系非金属介在物を生成し靱性を劣化させるため、
その添加量の上限を 0.080％とする。したがって、Alの
添加量は 0.010〜0.080 ％の範囲とする。
【００１９】以上の各成分のはか、本発明においては、
必要に応じて以下に示す元素Cu、Ni、Mo、V 、Nb、Ti、
B、CaおよびN の内から選んだ１種または２種以上を含
有させることができる。
必要に応じて以下に示す元素Cu、Ni、Mo、V 、Nb、Ti、
B、CaおよびN の内から選んだ１種または２種以上を含
有させることができる。
【００２０】Cu、Ni、Moは焼入れ性を向上させる元素で
あり、本発明に利用した場合、鋼の強度上昇に極めて有
効であるが、過多に添加すると圧延終了後に、ベイナイ
ト等の低温生成物が必要以上に生じてフェライトの生成
を妨げ、必要以上の強度上昇による有害性が現れること
になる。このため、Cuは0.70％以下、Niは0.80％以下、
Moは0.50％以下とする。
あり、本発明に利用した場合、鋼の強度上昇に極めて有
効であるが、過多に添加すると圧延終了後に、ベイナイ
ト等の低温生成物が必要以上に生じてフェライトの生成
を妨げ、必要以上の強度上昇による有害性が現れること
になる。このため、Cuは0.70％以下、Niは0.80％以下、
Moは0.50％以下とする。
【００２１】V は、圧延後の組織の細粒化による靱性と
析出硬化による強度の確保に有効な元素であるが、高価
な元素であるため経済性の観点からその添加量は0.80％
以下とする。
析出硬化による強度の確保に有効な元素であるが、高価
な元素であるため経済性の観点からその添加量は0.80％
以下とする。
【００２２】Nbは、圧延後の組織の細粒化により靱性と
析出硬化により強度を確保し、細粒フェライト−パーラ
イト組織あるいは少量のベイナイトを含む細粒フェライ
ト−パーライト組織を得て脆性破壊伝播停止特性の優れ
た鋼板を製造するために有効な元素であり、効果が顕著
に現れる下限の添加量は0.005 ％であり、また、0.050
％を超える添加は溶接熱影響部の靱性を劣化させるた
め、その上限を0.050 ％とする。したがって、Nbの添加
量は 0.005〜0.050 ％の範囲とする。
析出硬化により強度を確保し、細粒フェライト−パーラ
イト組織あるいは少量のベイナイトを含む細粒フェライ
ト−パーライト組織を得て脆性破壊伝播停止特性の優れ
た鋼板を製造するために有効な元素であり、効果が顕著
に現れる下限の添加量は0.005 ％であり、また、0.050
％を超える添加は溶接熱影響部の靱性を劣化させるた
め、その上限を0.050 ％とする。したがって、Nbの添加
量は 0.005〜0.050 ％の範囲とする。
【００２３】Tiは、N と結合してTiN として鋼片加熱時
のオーステナイト結晶粒を細粒化し、母材靱性の向上や
溶接熱影響部の靱性向上に有効である。しかし、過剰に
添加すると粗大なTiN を形成し靱性を劣化させる。した
がって、Tiの添加量は0.004〜0.030 ％の範囲とする。
のオーステナイト結晶粒を細粒化し、母材靱性の向上や
溶接熱影響部の靱性向上に有効である。しかし、過剰に
添加すると粗大なTiN を形成し靱性を劣化させる。した
がって、Tiの添加量は0.004〜0.030 ％の範囲とする。
【００２４】B は、母材強度あるいは溶接熱影響部の靱
性確保に有効な元素であるが、0.0003％未満の添加では
強度上昇の効果はなく、0.0030％を超えるとそ溶接熱影
響部の靱性に対して有害となる。したがって、B の添加
量は0.0003〜0.0030％の範囲とする。
性確保に有効な元素であるが、0.0003％未満の添加では
強度上昇の効果はなく、0.0030％を超えるとそ溶接熱影
響部の靱性に対して有害となる。したがって、B の添加
量は0.0003〜0.0030％の範囲とする。
【００２５】Caは、硫化物の形態制御に効果があり、圧
延方向に直角な方向の衝撃吸収エネルギの向上に有効で
ある。この効果を有効に得るためには、Caは0.0005〜0.
0100％添加する必要がある。したがって、Caの添加量は
0.0005〜0.0100％の範囲とする。
延方向に直角な方向の衝撃吸収エネルギの向上に有効で
ある。この効果を有効に得るためには、Caは0.0005〜0.
0100％添加する必要がある。したがって、Caの添加量は
0.0005〜0.0100％の範囲とする。
【００２６】N は、一種の不純物であるが、適量含有さ
せることでTiとともにTiN を形成して、母材靱性および
溶接熱影響部の靱性を向上させる。溶接熱影響部の靱性
を確保するには、0.0015％以上の添加が必要でり、一
方、0.0080％を超えて添加すると鋼片製造中に割れが発
生することがあり、後工程に支障をきたすことになる。
したがって、N の添加量は 0.0015〜0.0080％の範囲と
する。
せることでTiとともにTiN を形成して、母材靱性および
溶接熱影響部の靱性を向上させる。溶接熱影響部の靱性
を確保するには、0.0015％以上の添加が必要でり、一
方、0.0080％を超えて添加すると鋼片製造中に割れが発
生することがあり、後工程に支障をきたすことになる。
したがって、N の添加量は 0.0015〜0.0080％の範囲と
する。
【００２７】つぎに、本発明の肉厚鋼板の結晶粒の限定
理由について説明する。実際に脆性破壊の伝播停止に大
きな効果を示すのは鋼材中心部の結晶粒の細粒化よりも
むしろ鋼材表層部の結晶粒の細粒化である。すなわち、
脆性破壊の伝播は鋼材表層部のシアリップと呼ばれる塑
性変形によって伝播エネルギーが吸収され停止にいたる
ことから、鋼材の表裏面から厚さ方向の 1/4までの範囲
のフェライト結晶粒を制御すれば、脆性破壊の伝播停止
には十分な効果がある。したがって、鋼材に脆性破壊伝
播停止特性を付与するには、鋼材の表裏面から厚さ方向
の1/4近傍までの範囲に脆性破壊の伝播阻止に適した粒
径比が2.0 以上のフェライト結晶粒度８以上の極微細な
フェライト結晶粒を面積率で20％以上生成させることで
ある。
理由について説明する。実際に脆性破壊の伝播停止に大
きな効果を示すのは鋼材中心部の結晶粒の細粒化よりも
むしろ鋼材表層部の結晶粒の細粒化である。すなわち、
脆性破壊の伝播は鋼材表層部のシアリップと呼ばれる塑
性変形によって伝播エネルギーが吸収され停止にいたる
ことから、鋼材の表裏面から厚さ方向の 1/4までの範囲
のフェライト結晶粒を制御すれば、脆性破壊の伝播停止
には十分な効果がある。したがって、鋼材に脆性破壊伝
播停止特性を付与するには、鋼材の表裏面から厚さ方向
の1/4近傍までの範囲に脆性破壊の伝播阻止に適した粒
径比が2.0 以上のフェライト結晶粒度８以上の極微細な
フェライト結晶粒を面積率で20％以上生成させることで
ある。
【００２８】さらに、本発明の肉厚鋼板の製造条件の限
定理由について説明する。本発明は、常法で溶製した鋼
片を所定寸法の鋼板まで圧延する過程において、温度、
圧下率および冷却条件を制御することによって、鋼材の
表裏面から厚さ方向の 1/4近傍までの範囲に微細なフェ
ライト結晶粒を生成させ、かつ、粒径比が2.0 以上のフ
ェライト結晶粒度８以上の極微細なフェライト結晶粒を
面積率で20％以上生成させるものである。
定理由について説明する。本発明は、常法で溶製した鋼
片を所定寸法の鋼板まで圧延する過程において、温度、
圧下率および冷却条件を制御することによって、鋼材の
表裏面から厚さ方向の 1/4近傍までの範囲に微細なフェ
ライト結晶粒を生成させ、かつ、粒径比が2.0 以上のフ
ェライト結晶粒度８以上の極微細なフェライト結晶粒を
面積率で20％以上生成させるものである。
【００２９】加熱温度は、所定の化学成分を含有した鋼
片をAc3 変態点以上の温度に加熱することによって、第
１次圧延で鋼が凝固時に発生した内部欠陥を消滅させ鋳
造組織を破壊し材質を均一にするとともに、結晶粒を微
細化するために鋼片を圧延に先立って十分にオーステナ
イト化するために必要な温度であり、Ac3 変態点未満で
はγ−α二相の組織あるいはα相の組織で上記の目的を
達成することができない。このため、鋼片の加熱温度は
Ac3 変態点以上に限定する。
片をAc3 変態点以上の温度に加熱することによって、第
１次圧延で鋼が凝固時に発生した内部欠陥を消滅させ鋳
造組織を破壊し材質を均一にするとともに、結晶粒を微
細化するために鋼片を圧延に先立って十分にオーステナ
イト化するために必要な温度であり、Ac3 変態点未満で
はγ−α二相の組織あるいはα相の組織で上記の目的を
達成することができない。このため、鋼片の加熱温度は
Ac3 変態点以上に限定する。
【００３０】第１次圧延は、Ac3 変態点以上に加熱した
鋼片を 900℃〜Ar3 変態点の温度範囲の累積圧下率を40
％以上として最終仕上げ板厚の 1.1〜3.5 倍の厚さまで
圧延を行い鋼片の温度が（Ar3 変態点＋100 ℃）〜Ar3
変態点の温度範囲で第１次圧延を完了するものである。
鋼片を 900℃〜Ar3 変態点の温度範囲の累積圧下率を40
％以上として最終仕上げ板厚の 1.1〜3.5 倍の厚さまで
圧延を行い鋼片の温度が（Ar3 変態点＋100 ℃）〜Ar3
変態点の温度範囲で第１次圧延を完了するものである。
【００３１】ここで、第１次圧延を 900℃〜Ar3 変態点
の温度範囲の累積圧下率を40％以上に限定した理由を述
べる。 900℃を超える温度で圧延を行うと粗大なオース
テナイトを圧延することになり、微細なフェライト結晶
粒を得ることができないので、所定の引張強度を得るこ
とができず、また、靱性をも損なう。さらに、第１次圧
延完了後の温度が高くなり適正な第１次圧延完了温度を
確保することができないので、第２次圧延完了後に目的
とする組織を得ることができない。一方、圧延温度が低
くなってAr3 変態点未満の温度での圧延になると、γ−
α二相域圧延となって、第１次圧延完了後の組織が板厚
全体に伸長したフェライト結晶粒を生成し、脆性破壊伝
播特性のみ優れた組織となってシャルピ衝撃吸収エネル
ギが低く脆性破壊発生防止特性が劣る組織となり好まし
くない。
の温度範囲の累積圧下率を40％以上に限定した理由を述
べる。 900℃を超える温度で圧延を行うと粗大なオース
テナイトを圧延することになり、微細なフェライト結晶
粒を得ることができないので、所定の引張強度を得るこ
とができず、また、靱性をも損なう。さらに、第１次圧
延完了後の温度が高くなり適正な第１次圧延完了温度を
確保することができないので、第２次圧延完了後に目的
とする組織を得ることができない。一方、圧延温度が低
くなってAr3 変態点未満の温度での圧延になると、γ−
α二相域圧延となって、第１次圧延完了後の組織が板厚
全体に伸長したフェライト結晶粒を生成し、脆性破壊伝
播特性のみ優れた組織となってシャルピ衝撃吸収エネル
ギが低く脆性破壊発生防止特性が劣る組織となり好まし
くない。
【００３２】第２次圧延完了後のフェライト結晶粒を、
板厚中心部近傍においては微細化のみを、また表層部に
おいては形状制御を十分に行ったものにするには、第１
次圧延においてオーステナイトの微細化が必要であり、
再結晶域あるいは未再結晶域での累積圧下率を40％以上
加える必要がある。したがって、第１次圧延の累積圧下
率を40％以上に限定する。
板厚中心部近傍においては微細化のみを、また表層部に
おいては形状制御を十分に行ったものにするには、第１
次圧延においてオーステナイトの微細化が必要であり、
再結晶域あるいは未再結晶域での累積圧下率を40％以上
加える必要がある。したがって、第１次圧延の累積圧下
率を40％以上に限定する。
【００３３】第１次圧延完了後の鋼片の厚さは第２次圧
延完了後の材質を優れたものにするためには、最終仕上
げ板厚の 1.1〜3.5 倍の厚さにする必要がある。また、
第１次圧延完了温度は、オーステナイト域での結晶粒の
粗大化を防止するために、（Ar3 変態点＋100 ℃）〜Ar
3 変態点の温度範囲とする。
延完了後の材質を優れたものにするためには、最終仕上
げ板厚の 1.1〜3.5 倍の厚さにする必要がある。また、
第１次圧延完了温度は、オーステナイト域での結晶粒の
粗大化を防止するために、（Ar3 変態点＋100 ℃）〜Ar
3 変態点の温度範囲とする。
【００３４】第１次圧延の完了時に鋼片の厚さが3.5 倍
を超えると第２次圧延において圧延パス数が増加して鋼
片の温度が低下し、（Ar3 変態点−120 ℃）未満で圧延
することとなり、第２次圧延完了後に板厚中心部まで伸
長したフェライト結晶粒が生成し、必要以上に強度の上
昇や靱性の劣化をきたすとともに、圧延時に変形や歪み
を生じる原因となり、また、厚さが 1.1倍未満では、第
２次圧延の圧延パス数が不足し、鋼板表層部すなわち鋼
板の表裏面からそれぞれ板厚の 1/4近傍まで、粒径比が
2.0 以上の結晶粒度８以上の微細なフェライト結晶粒を
面積率で20％以上生成させることができない。したがっ
て、第１次圧延の完了厚は最終仕上げ板厚の 1.1〜3.5
倍に限定する。
を超えると第２次圧延において圧延パス数が増加して鋼
片の温度が低下し、（Ar3 変態点−120 ℃）未満で圧延
することとなり、第２次圧延完了後に板厚中心部まで伸
長したフェライト結晶粒が生成し、必要以上に強度の上
昇や靱性の劣化をきたすとともに、圧延時に変形や歪み
を生じる原因となり、また、厚さが 1.1倍未満では、第
２次圧延の圧延パス数が不足し、鋼板表層部すなわち鋼
板の表裏面からそれぞれ板厚の 1/4近傍まで、粒径比が
2.0 以上の結晶粒度８以上の微細なフェライト結晶粒を
面積率で20％以上生成させることができない。したがっ
て、第１次圧延の完了厚は最終仕上げ板厚の 1.1〜3.5
倍に限定する。
【００３５】第１次圧延の完了温度が（Ar3 変態点＋10
0℃）を超えるとフェライト結晶粒の微細化が不足し所
定の強度を得ることができず、また靱性も損なう。第１
次圧延の完了温度がAr3 変態点未満の温度では、γ−α
二相域圧延となり、第２次圧延完了後に板厚全体に伸長
したフェライト結晶粒が生成され、強度が過大となりシ
ャルピ衝撃吸収エネルギを著しく低下させる。したがっ
て、第１次圧延の完了温度は鋼片表面温度で（Ar3 変態
点＋100 ℃）〜Ar3 変態点の温度範囲に限定する。
0℃）を超えるとフェライト結晶粒の微細化が不足し所
定の強度を得ることができず、また靱性も損なう。第１
次圧延の完了温度がAr3 変態点未満の温度では、γ−α
二相域圧延となり、第２次圧延完了後に板厚全体に伸長
したフェライト結晶粒が生成され、強度が過大となりシ
ャルピ衝撃吸収エネルギを著しく低下させる。したがっ
て、第１次圧延の完了温度は鋼片表面温度で（Ar3 変態
点＋100 ℃）〜Ar3 変態点の温度範囲に限定する。
【００３６】第１次圧延の完了後は、圧延によって細粒
化された結晶粒の成長防止ならびに鋼板の表裏面からそ
れぞれ1/4 の範囲に粒径比が2.0 以上の微細なフェライ
ト結晶粒を大量に生成させる目的で鋼片の表層部をAr3
変態点〜（Ar3 変態点−100℃) の温度範囲まで 0.5℃
／秒〜30℃／秒の冷却速度で加速冷却する。これは第２
次圧延完了後の組織を決定する重要な点で、つぎに、こ
の限定理由について述べる。
化された結晶粒の成長防止ならびに鋼板の表裏面からそ
れぞれ1/4 の範囲に粒径比が2.0 以上の微細なフェライ
ト結晶粒を大量に生成させる目的で鋼片の表層部をAr3
変態点〜（Ar3 変態点−100℃) の温度範囲まで 0.5℃
／秒〜30℃／秒の冷却速度で加速冷却する。これは第２
次圧延完了後の組織を決定する重要な点で、つぎに、こ
の限定理由について述べる。
【００３７】加速冷却の冷却停止温度がAr3 変態点以上
では粒径比が2.0 以上の結晶粒を生成させることができ
ず、また（Ar3 変態点−100 ℃) 未満では過度のγ−α
二相域圧延となり、極度に伸長した結晶粒が板厚全体に
生成され強度が過大に、また、シャルピ衝撃吸収エネル
ギが著しく低くなり耐脆性破壊発生防止特性が劣化す
る。
では粒径比が2.0 以上の結晶粒を生成させることができ
ず、また（Ar3 変態点−100 ℃) 未満では過度のγ−α
二相域圧延となり、極度に伸長した結晶粒が板厚全体に
生成され強度が過大に、また、シャルピ衝撃吸収エネル
ギが著しく低くなり耐脆性破壊発生防止特性が劣化す
る。
【００３８】冷却速度は 0.5℃未満では鋼片面全体を均
一に冷却することが困難で冷却むらが生じ鋼板の変形や
強度、靱性のバラツキが発生する。また、冷却速度が30
℃／秒を超えると板厚の中心部近傍まで過度に冷却さ
れ、強度が過大になったり、圧延後の鋼板の形状不良が
生じたりする。なお、第１次圧延完了後に空冷を行う場
合にも冷却の効果はあるが、より結晶粒を微細化し靱性
を向上させるには 0.5℃／秒〜30℃／秒の冷却速度の冷
却が有効である。
一に冷却することが困難で冷却むらが生じ鋼板の変形や
強度、靱性のバラツキが発生する。また、冷却速度が30
℃／秒を超えると板厚の中心部近傍まで過度に冷却さ
れ、強度が過大になったり、圧延後の鋼板の形状不良が
生じたりする。なお、第１次圧延完了後に空冷を行う場
合にも冷却の効果はあるが、より結晶粒を微細化し靱性
を向上させるには 0.5℃／秒〜30℃／秒の冷却速度の冷
却が有効である。
【００３９】第２次圧延は第１次圧延完了後に冷却を行
ったのち、復熱させることなく直ちに圧延を開始し、圧
延各パスの圧下量を最終仕上げ板厚の35％以下で複数パ
スの圧延を行い、Ar3 変態点〜（Ar3変態点−120 ℃）
の温度範囲で圧延を完了し、鋼板の表裏面からそれぞれ
1/4 の範囲の結晶粒を粒径比が2.0 以上に形状制御する
ものである。第２次圧延の１パスの圧下量を最終仕上げ
板厚の35％以下で複数パスの圧延を行う理由はつぎのと
おりである。
ったのち、復熱させることなく直ちに圧延を開始し、圧
延各パスの圧下量を最終仕上げ板厚の35％以下で複数パ
スの圧延を行い、Ar3 変態点〜（Ar3変態点−120 ℃）
の温度範囲で圧延を完了し、鋼板の表裏面からそれぞれ
1/4 の範囲の結晶粒を粒径比が2.0 以上に形状制御する
ものである。第２次圧延の１パスの圧下量を最終仕上げ
板厚の35％以下で複数パスの圧延を行う理由はつぎのと
おりである。
【００４０】圧下量が最終仕上げ板厚の35％を超えると
板厚の1/4 を超えて圧下が強く及び、鋼板表層部のみに
必要な粒径比が2.0 以上の結晶粒が板厚の1/4 を超えて
生成する量が多くなり、板厚中心部の脆性破壊の発生防
止特性が劣化する。圧下パス数については、１回の圧下
パスで板厚の1/4 近傍の鋼板表層部に微細で粒径比が2.
0 以上の結晶粒を面積率で20％以上生成させることは困
難であり、また、圧下量を少なくして圧下パス数を多く
するほど粒径比が2.0 以上の微細な結晶粒を鋼板表層部
に生成させることができるため、圧下パスは少なくとも
２回以上が必要である。したがって、第２次圧延の圧下
量を最終仕上げ板厚の35％以下に、圧下パス数を複数回
に限定する。
板厚の1/4 を超えて圧下が強く及び、鋼板表層部のみに
必要な粒径比が2.0 以上の結晶粒が板厚の1/4 を超えて
生成する量が多くなり、板厚中心部の脆性破壊の発生防
止特性が劣化する。圧下パス数については、１回の圧下
パスで板厚の1/4 近傍の鋼板表層部に微細で粒径比が2.
0 以上の結晶粒を面積率で20％以上生成させることは困
難であり、また、圧下量を少なくして圧下パス数を多く
するほど粒径比が2.0 以上の微細な結晶粒を鋼板表層部
に生成させることができるため、圧下パスは少なくとも
２回以上が必要である。したがって、第２次圧延の圧下
量を最終仕上げ板厚の35％以下に、圧下パス数を複数回
に限定する。
【００４１】第２次圧延の完了温度をAr3 変態点〜（Ar
3 変態点−120 ℃）の温度範囲に限定した理由は以下の
とおりである。第２次圧延の完了温度がAr3 変態点以上
の温度になると鋼板表層部に結晶粒度８未満の粗大な伸
長した結晶粒が混在することになり脆性破壊伝播停止特
性が劣化する。一方、第２次圧延の完了温度が（Ar3 変
態点−120 ℃）未満になると、鋼板の全厚に伸長した結
晶粒が生成することになり、脆性破壊伝播停止特性は向
上するが、逆に脆性破壊発生防止特性が劣化する。した
がって、第２次圧延の完了温度はAr3 変態点〜（Ar3 変
態点−120 ℃）の温度範囲に限定する。
3 変態点−120 ℃）の温度範囲に限定した理由は以下の
とおりである。第２次圧延の完了温度がAr3 変態点以上
の温度になると鋼板表層部に結晶粒度８未満の粗大な伸
長した結晶粒が混在することになり脆性破壊伝播停止特
性が劣化する。一方、第２次圧延の完了温度が（Ar3 変
態点−120 ℃）未満になると、鋼板の全厚に伸長した結
晶粒が生成することになり、脆性破壊伝播停止特性は向
上するが、逆に脆性破壊発生防止特性が劣化する。した
がって、第２次圧延の完了温度はAr3 変態点〜（Ar3 変
態点−120 ℃）の温度範囲に限定する。
【００４２】第２次圧延完了後は常温まで放冷してもよ
いが、さらに付加価値の高い製品に仕上げるためには、
強度、靱性を調整する目的で加速冷却を行う。第２次圧
延完了後の加速冷却は脆性破壊の伝播停止特性および発
生防止特性に全く支障をきたすものではなく、特に、板
厚20mmを超える鋼板には強度の調整に有効に使用するこ
とができる。
いが、さらに付加価値の高い製品に仕上げるためには、
強度、靱性を調整する目的で加速冷却を行う。第２次圧
延完了後の加速冷却は脆性破壊の伝播停止特性および発
生防止特性に全く支障をきたすものではなく、特に、板
厚20mmを超える鋼板には強度の調整に有効に使用するこ
とができる。
【００４３】上記の方法で製造した鋼板は、合金元素の
添加量や圧延後の形状によって焼戻し処理を行うことに
よって、強度の調整および靱性の向上がされるととも
に、第１次圧延後の冷却および第２次圧延によって生じ
た残留応力も軽減される。なお、Ac3 変態点およびAr3
変態点の温度は次式で定められる。 Ac3(℃)=908-223.7C+438.5P+30.5Si+37.9V-34.4Mn-23.0Ni Ar3(℃)=910-310C-80Mn-20Cu-15Cr-55Ni-80Mo ただし、成分は重量％。
添加量や圧延後の形状によって焼戻し処理を行うことに
よって、強度の調整および靱性の向上がされるととも
に、第１次圧延後の冷却および第２次圧延によって生じ
た残留応力も軽減される。なお、Ac3 変態点およびAr3
変態点の温度は次式で定められる。 Ac3(℃)=908-223.7C+438.5P+30.5Si+37.9V-34.4Mn-23.0Ni Ar3(℃)=910-310C-80Mn-20Cu-15Cr-55Ni-80Mo ただし、成分は重量％。
【００４４】
【実施例】本発明の構成は上記の通りであるが、以下に
実施例について説明する。供試鋼板は表１に示す化学成
分を含有する低炭素鋼および低炭素低合金鋼を常法によ
り溶製し、得られた鋼片を表２に示す製造条件にしたが
って厚さ21〜63mmの鋼板に圧延した。これらの供試鋼板
から試験片を採取し、引張試験、シャルピ衝撃試験、Va
n Der Veen試験、ＮＲＬ落重試験およびフェライト結晶
粒の測定を行った。その結果を表３に示す。
実施例について説明する。供試鋼板は表１に示す化学成
分を含有する低炭素鋼および低炭素低合金鋼を常法によ
り溶製し、得られた鋼片を表２に示す製造条件にしたが
って厚さ21〜63mmの鋼板に圧延した。これらの供試鋼板
から試験片を採取し、引張試験、シャルピ衝撃試験、Va
n Der Veen試験、ＮＲＬ落重試験およびフェライト結晶
粒の測定を行った。その結果を表３に示す。
【００４５】
【表１】
【００４６】
【表２】
【００４７】
【表３】
【００４８】表３の実験No.1、3 、5 、7 、9 、11、1
3、15は本発明法で、実験No.2、4 、6 、8 、10、12、1
4、16は比較法である。以下実験No. 順に実施例につい
て説明する。
3、15は本発明法で、実験No.2、4 、6 、8 、10、12、1
4、16は比較法である。以下実験No. 順に実施例につい
て説明する。
【００４９】実験No.1、2 は鋼種Ａ、実験No.3、4 は鋼
種Ｂ、実験No.5、6 は鋼種Ｃ、実験No.7、8 は鋼種Ｄ
で、本発明法のNo.1、3 、5 、7 は第２次圧延完了後放
冷したもので、さらに、No.3は放冷後焼戻し処理を行っ
たものである。比較法のNo.2、4 、6 、8は第２次圧延
を行わず、第１次圧延完了後放冷したもので、さらに、
No.4は放冷後焼戻し処理を行ったものである。
種Ｂ、実験No.5、6 は鋼種Ｃ、実験No.7、8 は鋼種Ｄ
で、本発明法のNo.1、3 、5 、7 は第２次圧延完了後放
冷したもので、さらに、No.3は放冷後焼戻し処理を行っ
たものである。比較法のNo.2、4 、6 、8は第２次圧延
を行わず、第１次圧延完了後放冷したもので、さらに、
No.4は放冷後焼戻し処理を行ったものである。
【００５０】本発明法のNo.1、3 、5 、7 は脆性破壊伝
播停止特性の評価として使われるプレスノッチシャルピ
衝撃試験の破面遷移温度pTc および 8mmノッチVan Der
Veen試験の破面遷移温度8TIIが優れており、鋼板表裏面
から1/4 の範囲の結晶粒も満足のいくものである。これ
に対して、比較法のNo.2、4 、6 、8 は第２次圧延を行
っていないため、プレスノッチシャルピ衝撃試験の破面
遷移温度pTc および 8mmノッチVan Der Veen試験の破面
遷移温度8TIIが劣っている。また、フェライト結晶粒度
は８未満で、粒径比が小さく粒径比2.0 以上の占める面
積率も小さい。また、図１に実験No.7、8 （鋼種Ｄ）の
8mmノッチVan Der Veen試験の破面遷移曲線を示すが本
発明法と比較法のあいだには、破面遷移温度8TIIで37℃
のひらきがある。
播停止特性の評価として使われるプレスノッチシャルピ
衝撃試験の破面遷移温度pTc および 8mmノッチVan Der
Veen試験の破面遷移温度8TIIが優れており、鋼板表裏面
から1/4 の範囲の結晶粒も満足のいくものである。これ
に対して、比較法のNo.2、4 、6 、8 は第２次圧延を行
っていないため、プレスノッチシャルピ衝撃試験の破面
遷移温度pTc および 8mmノッチVan Der Veen試験の破面
遷移温度8TIIが劣っている。また、フェライト結晶粒度
は８未満で、粒径比が小さく粒径比2.0 以上の占める面
積率も小さい。また、図１に実験No.7、8 （鋼種Ｄ）の
8mmノッチVan Der Veen試験の破面遷移曲線を示すが本
発明法と比較法のあいだには、破面遷移温度8TIIで37℃
のひらきがある。
【００５１】実験No.9、10は鋼種Ｅ、実験No.11 、12は
鋼種Ｆ、実験No.13 、14は鋼種Ｇ、実験No.15 、16は鋼
種Ｈで、本発明法のNo.9、11、13、15は第２次圧延完了
後加速冷却を行い、その後焼戻し処理を行ったものであ
る。比較法のNo.10 、12、14、16は第１次圧延完了後 5
50〜450 ℃まで冷却し、その後、第２次圧延を行わずに
焼戻し処理を行ったものである。
鋼種Ｆ、実験No.13 、14は鋼種Ｇ、実験No.15 、16は鋼
種Ｈで、本発明法のNo.9、11、13、15は第２次圧延完了
後加速冷却を行い、その後焼戻し処理を行ったものであ
る。比較法のNo.10 、12、14、16は第１次圧延完了後 5
50〜450 ℃まで冷却し、その後、第２次圧延を行わずに
焼戻し処理を行ったものである。
【００５２】本発明法のNo.9、11、13、15はプレスノッ
チシャルピ衝撃試験の破面遷移温度pTc 、 8mmノッチVa
n Der Veen試験の破面遷移温度8TIIおよびプレスノッチ
シャルピ衝撃試験と同様に脆性破壊伝播停止特性の評価
に使用されるＮＲＬ落重試験から求めたＮＤＴ温度が優
れており、鋼板表裏面から1/4 の範囲の結晶粒も満足の
いくものである。これに対して、比較法のNo.10 、12、
14、16は第２次圧延を行っていないため、プレスノッチ
シャルピ衝撃試験の破面遷移温度pTc 、 8mmノッチVan
Der Veen試験の破面遷移温度8TIIおよびＮＲＬ落重試験
から求めたＮＤＴ温度が劣っている。また、フェライト
結晶粒度は８未満で、粒径比が小さく粒径比2.0 以上の
占める面積率も小さい。
チシャルピ衝撃試験の破面遷移温度pTc 、 8mmノッチVa
n Der Veen試験の破面遷移温度8TIIおよびプレスノッチ
シャルピ衝撃試験と同様に脆性破壊伝播停止特性の評価
に使用されるＮＲＬ落重試験から求めたＮＤＴ温度が優
れており、鋼板表裏面から1/4 の範囲の結晶粒も満足の
いくものである。これに対して、比較法のNo.10 、12、
14、16は第２次圧延を行っていないため、プレスノッチ
シャルピ衝撃試験の破面遷移温度pTc 、 8mmノッチVan
Der Veen試験の破面遷移温度8TIIおよびＮＲＬ落重試験
から求めたＮＤＴ温度が劣っている。また、フェライト
結晶粒度は８未満で、粒径比が小さく粒径比2.0 以上の
占める面積率も小さい。
【００５３】
【発明の効果】以上説明したように本発明に係わる脆性
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
は、第１次圧延と第２次圧延の２回の圧延を行い、鋼板
表層部に脆性破壊伝播停止特性に優れた伸長した結晶粒
を、中心部には脆性破壊発生防止特性に優れた結晶粒を
生成させ、脆性破壊伝播停止特性に優れる鋼板を提供す
るもので、本発明によればシャルピ衝撃吸収エネルギが
大きく、かつ、良好な脆性破壊伝播停止特性を有する厚
肉鋼板を得ることができる。
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
は、第１次圧延と第２次圧延の２回の圧延を行い、鋼板
表層部に脆性破壊伝播停止特性に優れた伸長した結晶粒
を、中心部には脆性破壊発生防止特性に優れた結晶粒を
生成させ、脆性破壊伝播停止特性に優れる鋼板を提供す
るもので、本発明によればシャルピ衝撃吸収エネルギが
大きく、かつ、良好な脆性破壊伝播停止特性を有する厚
肉鋼板を得ることができる。
【図１】実験No.7、8 （鋼種Ｄ）の 8mmノッチVanDer V
een試験の破面遷移曲線を示す図である。
een試験の破面遷移曲線を示す図である。
Claims (4)
- 【請求項１】 C:0.05〜0.25％、 Si:0.10〜0.50％、 M
n:0.70〜2.0 ％、P:0.020 ％以下、S:0.015 ％以下、A
l:0.010〜0.080 ％を含有し、Feおよび残部不純物から
なる鋼板で、フェライト結晶粒度が８以上で、かつ鋼板
の表裏面から厚さ方向にそれぞれ1/4 の範囲において単
位面積(mm2) 当たりのフェライト結晶粒径比（粒径の平
均短径(mm)に対する平均長径(mm)の比）が2.0 以上とな
るフェライト結晶粒を面積率で20％以上生成させたこと
を特徴とする脆性破壊伝播停止特性に優れる厚肉鋼板。 - 【請求項２】 さらに、Cu:0.90 ％以下、Ni:1.20 ％以
下、Mo:0.50 ％以下、 V:0.080％以下、Nb:0.005〜0.05
0 ％、Ti:0.004〜0.030 ％、B:0.0003〜0.0030％、 Ca:
0.0005〜0.0100％、N:0.0015〜0.0080％の内から選んだ
１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項
１の脆性破壊伝播停止特性に優れる厚肉鋼板。 - 【請求項３】 請求項１または請求項２の化学成分を含
有する鋼片をAc3 変態点以上の温度に加熱し、 900℃〜
Ar3変態点の温度範囲における累積圧下率を40％以上と
して、最終仕上げ板厚の 1.1〜3.5 倍の厚さまで圧延を
行い、鋼片表面温度が（Ar3 変態点＋100 ℃）〜Ar3 変
態点の温度範囲で第１次圧延を完了し、その後、 0.5℃
／秒〜30℃／秒の冷却速度で、鋼片表面温度がAr3 変態
点〜（Ar3 変態点−100 ℃) の温度範囲まで直ちに加速
冷却を行い、ついで、第２次圧延を開始し、第２次圧延
の圧延各パスの圧下量を最終仕上げ板厚の35％以下とし
て複数パスの圧延を行い、Ar3 変態点〜（Ar3 変態点−
120 ℃）の温度範囲で第２次圧延を完了して最終仕上げ
板厚に仕上げた後、放冷または加速冷却を行うことをを
特徴とする脆性破壊伝播停止特に優れる厚肉鋼板の製造
方法。 - 【請求項４】 第２次圧延完了後、放冷または加速冷却
を行った後、焼戻し処理を行うことを特徴とする請求項
３の脆性破壊伝播停止特に優れる厚肉鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP16565191A JPH059651A (ja) | 1991-07-05 | 1991-07-05 | 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 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP16565191A JPH059651A (ja) | 1991-07-05 | 1991-07-05 | 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 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH059651A true JPH059651A (ja) | 1993-01-19 |
Family
ID=15816412
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP16565191A Pending JPH059651A (ja) | 1991-07-05 | 1991-07-05 | 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 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH059651A (ja) |
Cited By (11)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH05148542A (ja) * | 1991-11-29 | 1993-06-15 | Nippon Steel Corp | 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 |
| JPH05271860A (ja) * | 1992-03-25 | 1993-10-19 | Nippon Steel Corp | 耐脆性破壊特性の良好な構造用鋼とその製造方法 |
| JPH06207241A (ja) * | 1993-01-06 | 1994-07-26 | Nippon Steel Corp | 継手部の脆性破壊伝播停止性能の優れた溶接用構造用鋼とその製造方法 |
| JP2008045174A (ja) * | 2006-08-18 | 2008-02-28 | Jfe Steel Kk | 脆性亀裂伝播停止特性に優れた構造用高強度厚鋼板およびその製造方法 |
| JP2008069380A (ja) * | 2006-09-12 | 2008-03-27 | Jfe Steel Kk | 脆性亀裂伝播停止特性に優れた構造用高強度厚鋼板およびその製造方法 |
| JP2008156750A (ja) * | 2006-11-30 | 2008-07-10 | Jfe Steel Kk | 板厚方向の脆性亀裂伝播停止特性に優れる板厚５０ｍｍ以上の鋼板およびその製造方法 |
| 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 |
| JP2011033457A (ja) * | 2009-07-31 | 2011-02-17 | Jfe Steel Corp | 厚鋼板の脆性破壊伝播停止性能の評価方法 |
| WO2013175745A1 (ja) * | 2012-05-21 | 2013-11-28 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 脆性き裂伝播停止特性に優れた構造用高強度厚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 |
| CN115976424A (zh) * | 2022-12-14 | 2023-04-18 | 南阳汉冶特钢有限公司 | 一种海洋平台用dh40止裂钢板及其生产方法 |
-
1991
- 1991-07-05 JP JP16565191A patent/JPH059651A/ja active Pending
Cited By (13)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH05148542A (ja) * | 1991-11-29 | 1993-06-15 | Nippon Steel Corp | 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 |
| JPH05271860A (ja) * | 1992-03-25 | 1993-10-19 | Nippon Steel Corp | 耐脆性破壊特性の良好な構造用鋼とその製造方法 |
| JPH06207241A (ja) * | 1993-01-06 | 1994-07-26 | Nippon Steel Corp | 継手部の脆性破壊伝播停止性能の優れた溶接用構造用鋼とその製造方法 |
| JP2008045174A (ja) * | 2006-08-18 | 2008-02-28 | Jfe Steel Kk | 脆性亀裂伝播停止特性に優れた構造用高強度厚鋼板およびその製造方法 |
| JP2008069380A (ja) * | 2006-09-12 | 2008-03-27 | Jfe Steel Kk | 脆性亀裂伝播停止特性に優れた構造用高強度厚鋼板およびその製造方法 |
| JP2008156750A (ja) * | 2006-11-30 | 2008-07-10 | Jfe Steel Kk | 板厚方向の脆性亀裂伝播停止特性に優れる板厚５０ｍｍ以上の鋼板およびその製造方法 |
| 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 |
| JP2011033457A (ja) * | 2009-07-31 | 2011-02-17 | Jfe Steel Corp | 厚鋼板の脆性破壊伝播停止性能の評価方法 |
| 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 |
| WO2013175745A1 (ja) * | 2012-05-21 | 2013-11-28 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 脆性き裂伝播停止特性に優れた構造用高強度厚鋼板およびその製造方法 |
| CN115976424A (zh) * | 2022-12-14 | 2023-04-18 | 南阳汉冶特钢有限公司 | 一种海洋平台用dh40止裂钢板及其生产方法 |
| CN115976424B (zh) * | 2022-12-14 | 2024-03-08 | 南阳汉冶特钢有限公司 | 一种海洋平台用dh40止裂钢板及其生产方法 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| EP2305850B1 (en) | High-strength thick steel products excellent in toughness and weldability, high-strength ultra-thick h shape steel and processes for manufacturing both | |
| EP2272994A1 (en) | High-tensile strength steel and manufacturing method thereof | |
| EP2166121A1 (en) | High strength steel sheet and method for manufacturing the same | |
| JP4193315B2 (ja) | 延性に優れ降伏比の低い高強度薄鋼板および高強度亜鉛めっき薄鋼板ならびにそれらの製造方法 | |
| KR102255821B1 (ko) | 저온 충격인성이 우수한 고강도 극후물 강재 및 이의 제조방법 | |
| JP5045074B2 (ja) | 低降伏比を有する高張力薄肉鋼板およびその製造方法 | |
| JP3370875B2 (ja) | 耐衝撃性に優れた高強度鋼板及びその製造方法 | |
| JPH08295982A (ja) | 低温靱性に優れた厚鋼板およびその製造方法 | |
| JP4379085B2 (ja) | 高強度高靭性厚鋼板の製造方法 | |
| JPH059651A (ja) | 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 | |
| JP5151693B2 (ja) | 高張力鋼の製造方法 | |
| JPS605647B2 (ja) | 低温靭性と溶接性に優れたボロン含有非調質高張力鋼の製造方法 | |
| JP3893921B2 (ja) | 低温用Ｎｉ含有鋼とその製造方法 | |
| EP1083242B1 (en) | Method of manufacturing of high strength rolled H-shapes | |
| RU2346060C2 (ru) | Способ производства штрипсов | |
| JPH06128631A (ja) | 低温靱性の優れた高マンガン超高張力鋼の製造方法 | |
| JP3951428B2 (ja) | 板厚方向材質差の小さい高張力鋼板の製造方法 | |
| JPS625216B2 (ja) | ||
| JP7265008B2 (ja) | 水素誘起割れ抵抗性に優れた圧力容器用鋼材及びその製造方法 | |
| JP3635803B2 (ja) | 靱性に優れた高張力鋼材の製造方法 | |
| JP2671732B2 (ja) | 溶接性に優れた高張力鋼の製造方法 | |
| JPS6152317A (ja) | 低温靭性にすぐれた熱延鋼板の製造方法 | |
| JP3444244B2 (ja) | 靱性に優れた高張力鋼材およびその製造方法 | |
| JP7207358B2 (ja) | 低降伏比高張力厚鋼板の製造方法 | |
| JPH06198394A (ja) | 耐ラメラテア性に優れた構造用厚鋼板の製造方法 |